JP2014105131A - Sintered body and method of manufacturing the sintered body - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、焼結体および焼結体の製造方法に関し、より特定的にはセラミックス粉末を含む焼結体およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a sintered body and a method for producing the sintered body, and more particularly to a sintered body containing ceramic powder and a method for producing the same.
切削加工などに用いられる切削工具の材料として、酸化アルミニウム（Ａｌ2Ｏ3）焼結体が知られている。酸化アルミニウム焼結体は、鉄系被削材との反応性が低く、安価に製造することができるという点で優れているが、その靭性が低い傾向にある。これは、酸素とアルミニウムの結合力は極めて強く高い硬度が得られるが、酸化アルミニウムは六方晶で異方性が強いため、ｃ軸に垂直な方向など弱い結合方向に沿って粒内破壊しやすいためと考えられる。したがって、酸化アルミニウム焼結体は、切削工具として使用した場合に、破損しやすい傾向がある。さらに、酸化アルミニウムは、結合材となる周期律表の第４Ａ族、第５Ａ族および第６Ａ族の金属の窒化物、炭窒化物などの金属化合物との反応性が低い。したがって、酸化アルミニウムと、これらの金属化合物とを用いて焼結体を作製すると、得られた焼結体は欠損や結晶粒の脱落によるチッピングも起きやすいという傾向がある。 As a material for a cutting tool used for cutting or the like, an aluminum oxide (Al 2 O 3 ) sintered body is known. Aluminum oxide sintered bodies are excellent in that they have low reactivity with iron-based work materials and can be manufactured at low cost, but their toughness tends to be low. This is because the bond strength between oxygen and aluminum is extremely strong and high hardness can be obtained, but aluminum oxide is hexagonal and has strong anisotropy, so it tends to break in the grain along weak bond directions such as the direction perpendicular to the c-axis. This is probably because of this. Therefore, the aluminum oxide sintered body tends to be easily damaged when used as a cutting tool. Furthermore, aluminum oxide has low reactivity with metal compounds such as nitrides and carbonitrides of metals of Groups 4A, 5A, and 6A of the periodic table serving as a binder. Therefore, when a sintered body is produced using aluminum oxide and these metal compounds, the obtained sintered body tends to be easily chipped due to defects or drop of crystal grains.
特許文献１（特開２００１−８９２４２号公報）には、低温領域から高温領域における硬さ、強度および靭性が高く、耐熱衝撃性および耐サーマルクラック性の高いセラミックス焼結部材として、酸化アルミニウムに代えて窒化アルミニウムを用い、さらにチタン化合物を含むセラミックス焼結部材が開示されている。 In Patent Document 1 (Japanese Patent Laid-Open No. 2001-89242), as a ceramic sintered member having high hardness, strength and toughness from a low temperature region to a high temperature region, and having high thermal shock resistance and thermal crack resistance, it is replaced with aluminum oxide. A ceramic sintered member using aluminum nitride and further containing a titanium compound is disclosed.
特許文献２（特開平４−３００２４８号公報）には、欠損や結晶粒の脱落によるチッピングが防止されたセラミックス焼結体として、４０〜８０体積％の窒化チタン（ＴｉＮ）と、バインダの主成分としての窒化アルミニウム（ＡｌＮ）との混合粉末を焼結してなる焼結体が開示されている。 Patent Document 2 (Japanese Patent Application Laid-Open No. 4-300288) discloses 40-80% by volume of titanium nitride (TiN) and a main component of a binder as a ceramic sintered body that is prevented from chipping due to chipping or dropping of crystal grains. A sintered body obtained by sintering a mixed powder with aluminum nitride (AlN) is disclosed.
ここで、窒化アルミニウムには、六方晶の結晶構造を有する六方晶窒化アルミニウム（以下、ｈＡｌＮともいう）と立方晶の結晶構造を有する立方晶窒化アルミニウム（以下、ｃＡｌＮ）とが存在する。六方晶窒化アルミニウムと立方晶窒化アルミニウムのそれぞれの硬度を比較すると、立方晶窒化アルミニウムの方が硬度が大きく、切削工具の材料としては望ましいと考えられる。しかしながら、常温常圧下では、六方晶窒化アルミニウムが安定であり、立方晶窒化アルミニウムは準安定系である。したがって、常温常圧下では立方晶窒化アルミニウムを得ることができない。 Here, the aluminum nitride includes hexagonal aluminum nitride (hereinafter, also referred to as hAlN) having a hexagonal crystal structure and cubic aluminum nitride (hereinafter, cAlN) having a cubic crystal structure. Comparing the hardnesses of hexagonal aluminum nitride and cubic aluminum nitride, cubic aluminum nitride has a higher hardness and is considered desirable as a material for a cutting tool. However, at normal temperature and pressure, hexagonal aluminum nitride is stable, and cubic aluminum nitride is a metastable system. Therefore, cubic aluminum nitride cannot be obtained under normal temperature and pressure.
特許文献３（特開２００４−２８４８５１号公報）には、六方晶窒化アルミニウムの粉末と搬送ガスをエアロゾル状態として、減圧された成膜室内の基板に吹き付け、基板に衝突したときの衝撃により六方晶窒化アルミニウムの結晶構造を、立方晶窒化アルミニウムに変化させる方法が開示されている。しかしながら、該方法によれば、粉末状あるいは薄膜状の立方晶窒化アルミニウムしか得られず、立方晶窒化アルミニウムを主成分とする焼結体は得られないという問題があった。 In Patent Document 3 (Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-284851), hexagonal aluminum nitride powder and a carrier gas are set in an aerosol state and sprayed onto a substrate in a reduced-pressure film formation chamber. A method for changing the crystal structure of aluminum nitride to cubic aluminum nitride is disclosed. However, according to this method, only powdery or thin film-like cubic aluminum nitride can be obtained, and there is a problem that a sintered body mainly composed of cubic aluminum nitride cannot be obtained.
非特許文献１（“プロシーディングス オブ ザ ジャパン アカデミー（Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ ｔｈｅ Ｊａｐａｎ Ａｃａｄｅｍｙ）”、１９９０年、シリーズＢ、第６６巻、ｐ．７−９）には、六方晶窒化アルミニウムを、１６．５ＧＰａ、１４００〜１６００℃の超高圧高温で処理することにより、立方晶窒化アルミニウムと六方晶窒化アルミニウムとを含む粉末を得たことが開示されている。しかしながら、得られた粉末には六方晶窒化アルミニウムが残存しており、準安定系の立方晶窒化アルミニウムを高純度で含む粉末を得ることはできないという問題があった。 Non-Patent Document 1 (“Proceedings of the Japan Academy”, 1990, Series B, Vol. 66, p. 7-9) includes hexagonal aluminum nitride, 16.5 GPa, It is disclosed that a powder containing cubic aluminum nitride and hexagonal aluminum nitride was obtained by treatment at an ultrahigh pressure and high temperature of 1400 to 1600 ° C. However, hexagonal aluminum nitride remained in the obtained powder, and there was a problem that it was not possible to obtain a powder containing metastable cubic aluminum nitride with high purity.
また、切削加工などに用いられる切削工具の材料として、高速度鋼（以下、ハイスともいう）も使用されている。 Further, high speed steel (hereinafter also referred to as high speed steel) is also used as a material for a cutting tool used for cutting and the like.
特許文献４（特開２００２−１６０２９号公報）には、ハイスに、耐熱性および耐磨耗性に優れたＡｌＣｒＮ系硬質皮膜をコーティングする方法が開示されている。しかしながら、ＡｌＣｒＮ系硬質被膜は薄いため、工具のコーティング被膜が摩耗や欠損などにより失われると、急速に工具の摩耗が進行して寿命が短くなるという問題があった。 Patent Document 4 (Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-16029) discloses a method for coating a high speed AlCrN-based hard film having excellent heat resistance and wear resistance. However, since the AlCrN-based hard coating is thin, there is a problem that when the coating film of the tool is lost due to wear or chipping, the wear of the tool rapidly proceeds and the life is shortened.
本発明は、工具材料として用いた場合に、優れた耐摩耗性を有する工具を得ることのできる焼結体ならびに焼結体の製造方法を提供することを目的とする。 An object of the present invention is to provide a sintered body capable of obtaining a tool having excellent wear resistance when used as a tool material, and a method for producing the sintered body.
本発明は、アルミニウム、クロムおよび窒素を含むセラミックス粉末を含む焼結体であって、セラミックス粉末は、Ｘ線回折法による立方晶ＡｌＣｒＮの（１１１）面、（２００）面、（２２０）面および（３１１）面のそれぞれの面のＸ線回折線のピーク強度を
ＩＡｌＣｒＮ（１１１）／０．２０、
ＩＡｌＣｒＮ（２００）／０．７５、
ＩＡｌＣｒＮ（２２０）／０．４５、
ＩＡｌＣｒＮ（３１１）／０．１３、
と規格化したとき、他材料と重複しないピークの中で最大の値をＩＡｌＣｒＮとし、
Ｘ線回折法による六方晶ＡｌＮの（１００）面、（００２）、（１０１）面、（１０２）面および（１１０）面のそれぞれの面のＸ線回折線のピーク強度を
ＩｈＡｌＮ（１００）／１、
ＩｈＡｌＮ（００２）／０．６０、
ＩｈＡｌＮ（１０１）／０．８０、
ＩｈＡｌＮ（１０２）／０．２５、
ＩｈＡｌＮ（１１０）／０．４０、
と規格化したとき、他材料と重複しないピークの中で最大の値をＩｈＡｌＮとし、
Ｘ線回折法による六方晶Ｃｒ2Ｎの（１１０）面、（００２）面、（１１１）面、（１１２）面、（３００）面のそれぞれの面のＸ線回折線のピーク強度を
ＩｈＣｒ２Ｎ（１１０）／０．１５、
ＩｈＣｒ２Ｎ（００２）／０．２１、
ＩｈＣｒ２Ｎ（１１１）／１、
ＩｈＣｒ２Ｎ（１１２）／０．１９、
ＩｈＣｒ２Ｎ（３００）／０．１５、
と規格化したとき、他材料と重複しないピークの中で最大の値をＩｈＣｒ２Ｎとしたとき、
ＩＡｌＣｒＮ＞０．１×ＩｈＡｌＮ
かつ
ＩＡｌＣｒＮ＞０．１×ＩｈＣｒ２Ｎ
を満たす。
The present invention is a sintered body containing a ceramic powder containing aluminum, chromium and nitrogen, the ceramic powder comprising (111) plane, (200) plane, (220) plane and cubic AlCrN by X-ray diffraction method. The peak intensity of the X-ray diffraction line of each of the (311) planes is I AlCrN (111) /0.20,
I AlCrN (200) /0.75,
I AlCrN (220) /0.45,
I AlCrN (311) /0.13,
And the maximum value among the peaks that do not overlap with other materials is I AlCrN ,
The peak intensities of the X-ray diffraction lines of the (100), (002), (101), (102) and (110) planes of hexagonal AlN by X-ray diffraction method are expressed as I hAlN (100) / 1,
I hAlN (002) /0.60,
I hAlN (101) /0.80,
I hAlN (102) /0.25,
I hAlN (110) /0.40,
The maximum value among the peaks that do not overlap with other materials is defined as IhAlN ,
The peak intensity of X-ray diffraction lines on the (110) plane, (002) plane, (111) plane, (112) plane, and (300) plane of hexagonal Cr 2 N by X-ray diffraction method is expressed as I hCr2N (110) /0.15,
I hCr2N (002) /0.21
I hCr2N (111) / 1,
I hCr2N (112) /0.19,
I hCr2N (300) /0.15,
When the maximum value among peaks not overlapping with other materials is IhCr2N ,
I AlCrN > 0.1 × I hAlN
And I AlCrN > 0.1 × I hCr2N
Meet.
本発明の焼結体において好ましくは、Ｘ線回折線の強度が、
ＩＡｌＣｒＮ＞ＩｈＡｌＮ
かつ
ＩＡｌＣｒＮ＞ＩｈＣｒ２Ｎ
である。
In the sintered body of the present invention, preferably, the intensity of the X-ray diffraction line is
I AlCrN > I hAlN
And
I AlCrN > I hCr2N
It is.
本発明の焼結体において好ましくは、セラミックス粉末中の、アルミニウムおよびクロムの合計に対するアルミニウムの原子分率が、０．３５以上０．９９以下である。 In the sintered body of the present invention, the atomic fraction of aluminum with respect to the total of aluminum and chromium in the ceramic powder is preferably 0.35 or more and 0.99 or less.
本発明の焼結体において好ましくは、セラミックス粉末は、立方晶ＡｌＣｒＮを含み、立方晶ＡｌＣｒＮが一般式ＡｌxＣｒ1-xＮy（０＜ｘ＜１、０．７≦ｙ≦１）で表わされる。 Preferably, in the sintered body of the present invention, the ceramic powder contains cubic AlCrN, and the cubic AlCrN has the general formula Al x Cr 1-x N y (0 <x <1, 0.7 ≦ y ≦ 1). Represented.
本発明の焼結体において好ましくは、セラミックス粉末は、立方晶ＡｌＣｒＮと、周期律表の第４Ａ族元素、第５Ａ族元素および第６Ａ族元素よりなる群から選ばれる少なくとも１種の遷移金属元素とを含み、遷移金属元素は、セラミックス粉末中に１ａｔ％以上３０ａｔ％以下の量で含まれ、遷移金属元素は、立方晶ＡｌＣｒＮに固溶して、一般式ＡｌAＣｒBＭCＮy（Ｍは遷移金属元素、Ａ＋Ｂ＋Ｃ＝１、０．７≦ｙ≦１）で表わされる固溶体を形成している。 In the sintered body of the present invention, the ceramic powder is preferably at least one transition metal element selected from the group consisting of cubic AlCrN and Group 4A elements, Group 5A elements and Group 6A elements of the periodic table. wherein the door, the transition metal element is contained in 30 at% or less of an amount more than 1 at.% in the ceramic powder, the transition metal element is dissolved in the cubic AlCrN, formulas Al a Cr B M C N y ( M forms a transition metal element, A + B + C = 1, 0.7 ≦ y ≦ 1).
本発明の焼結体において好ましくは、焼結体はセラミックス粉末および結合材を含み、結合材は、周期律表の第４Ａ族元素、第５Ａ族元素および第６Ａ族元素よりなる群から選ばれる少なくとも１種の遷移金属元素と、炭素、窒素および酸素よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とからなる少なくとも１種の結合材化合物、結合材化合物の固溶体、ならびに鉄、コバルト、ニッケル、チタンおよびアルミニウムよりなる群から選ばれる少なくとも１種の金属、金属間の化合物、立方晶窒化ホウ素よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含み、結合材は、焼結体中に５体積％以上７０体積％以下の量で含まれる。 In the sintered body of the present invention, preferably, the sintered body includes ceramic powder and a binder, and the binder is selected from the group consisting of Group 4A elements, Group 5A elements and Group 6A elements of the periodic table. At least one binder compound comprising at least one transition metal element and at least one element selected from the group consisting of carbon, nitrogen and oxygen, a solid solution of the binder compound, and iron, cobalt, nickel, titanium And at least one metal selected from the group consisting of aluminum, a compound between metals, and at least one selected from the group consisting of cubic boron nitride, and the binder is 5 volume% or more and 70 volumes in the sintered body. It is contained in an amount of% or less.
本発明の焼結体の製造方法は、Ａｌ、Ｃｒ、ＡｌＮ、Ｃｒ２Ｎ、ＣｒＮのいずれか１つ以上をターゲットとし、アルゴン及び窒素雰囲気中で基板上に薄膜を気相合成する工程と、基板上から薄膜を取り出す工程と、薄膜を粉砕してセラミックス粉末を得る工程とを含む。 The method for producing a sintered body of the present invention includes a step of vapor-phase synthesizing a thin film on a substrate in an argon and nitrogen atmosphere using any one or more of Al, Cr, AlN, Cr 2 N, and CrN as targets. A step of removing the thin film from the substrate, and a step of pulverizing the thin film to obtain a ceramic powder.
また、本発明の焼結体の製造方法は、Ａｌ、Ｃｒ、ＡｌＮ、Ｃｒ２ＮおよびＣｒＮよりなる群から選ばれる少なくとも１つ以上を混合して第１混合粉末を得る工程と、第１混合粉末を、窒素雰囲気中で１０ｋＰａ以上１２ＭＰａ以下の圧力および６００℃以上３５００℃以下の温度で処理してセラミックス粉末を得る工程とを含む。 The method for producing a sintered body of the present invention includes a step of obtaining a first mixed powder by mixing at least one selected from the group consisting of Al, Cr, AlN, Cr 2 N and CrN, and a first mixing Treating the powder in a nitrogen atmosphere at a pressure of 10 kPa to 12 MPa and a temperature of 600 ° C. to 3500 ° C. to obtain a ceramic powder.
本発明の焼結体の製造方法において好ましくは、さらに、セラミックス粉末と結合材原料とを混合して第２混合粉末を得る工程と、第２混合粉末を、１０ｋＰａ以上１５ＧＰａ以下の圧力および８００℃以上１９００℃以下の温度で処理する工程とを含む。 In the method for producing a sintered body of the present invention, preferably, a step of further mixing ceramic powder and a binder raw material to obtain a second mixed powder, a pressure of 10 kPa to 15 GPa, and 800 ° C. And a process of treating at a temperature of 1900 ° C. or lower.
本発明によれば、工具材料として用いた場合に、優れた耐摩耗性、耐酸化性および耐溶着性を有する工具を得ることのできる焼結体を得ることができる。 According to the present invention, when used as a tool material, a sintered body capable of obtaining a tool having excellent wear resistance, oxidation resistance and welding resistance can be obtained.
≪焼結体≫
本発明の一実施の形態において、焼結体はアルミニウム、クロムおよび窒素を含むセラミックス粉末を含む。
≪Sintered body≫
In one embodiment of the present invention, the sintered body includes a ceramic powder containing aluminum, chromium and nitrogen.
＜セラミックス粉末＞
セラミックス粉末は、アルミニウム、クロムおよび窒素を含み、 Ｘ線回折法による立方晶ＡｌＣｒＮの（１１１）面、（２００）面、（２２０）面および（３１１）面のそれぞれの面のＸ線回折線のピーク強度を
ＩＡｌＣｒＮ（１１１）／０．２０、
ＩＡｌＣｒＮ（２００）／０．７５、
ＩＡｌＣｒＮ（２２０）／０．４５、
ＩＡｌＣｒＮ（３１１）／０．１３、
と規格化したとき、他材料と重複しないピークの中で最大の値をＩＡｌＣｒＮとし、
Ｘ線回折法による六方晶ＡｌＮの（１００）面、（００２）、（１０１）面、（１０２）面および（１１０）面のそれぞれの面のＸ線回折線のピーク強度を
ＩｈＡｌＮ（１００）／１、
ＩｈＡｌＮ（００２）／０．６０、
ＩｈＡｌＮ（１０１）／０．８０、
ＩｈＡｌＮ（１０２）／０．２５、
ＩｈＡｌＮ（１１０）／０．４０、
と規格化したとき、他材料と重複しないピークの中で最大の値をＩｈＡｌＮとし、
Ｘ線回折法による六方晶Ｃｒ2Ｎの（１１０）面、（００２）面、（１１１）面、（１１２）面、（３００）面のそれぞれの面のＸ線回折線のピーク強度を
ＩｈＣｒ２Ｎ（１１０）／０．１５、
ＩｈＣｒ２Ｎ（００２）／０．２１、
ＩｈＣｒ２Ｎ（１１１）／１、
ＩｈＣｒ２Ｎ（１１２）／０．１９、
ＩｈＣｒ２Ｎ（３００）／０．１５、
と規格化したとき、他材料と重複しないピークの中で最大の値をＩｈＣｒ２Ｎとしたとき、
ＩＡｌＣｒＮ＞０．１×ＩｈＡｌＮ
かつ
ＩＡｌＣｒＮ＞０．１×ＩｈＣｒ２Ｎ
を満たす。
<Ceramic powder>
The ceramic powder contains aluminum, chromium, and nitrogen. X-ray diffraction lines of the (111) plane, (200) plane, (220) plane, and (311) plane of cubic AlCrN by X-ray diffraction method The peak intensity is I AlCrN (111) /0.20,
I AlCrN (200) /0.75,
I AlCrN (220) /0.45,
I AlCrN (311) /0.13,
And the maximum value among the peaks that do not overlap with other materials is I AlCrN ,
The peak intensities of the X-ray diffraction lines of the (100), (002), (101), (102) and (110) planes of hexagonal AlN by X-ray diffraction method are expressed as I hAlN (100) / 1,
I hAlN (002) /0.60,
I hAlN (101) /0.80,
I hAlN (102) /0.25,
I hAlN (110) /0.40,
The maximum value among the peaks that do not overlap with other materials is defined as IhAlN ,
The peak intensity of X-ray diffraction lines on the (110) plane, (002) plane, (111) plane, (112) plane, and (300) plane of hexagonal Cr 2 N by X-ray diffraction method is expressed as I hCr2N (110) /0.15,
I hCr2N (002) /0.21
I hCr2N (111) / 1,
I hCr2N (112) /0.19,
I hCr2N (300) /0.15,
When the maximum value among peaks not overlapping with other materials is IhCr2N ,
I AlCrN > 0.1 × I hAlN
And I AlCrN > 0.1 × I hCr2N
Meet.
さらに、
ＩＡｌＣｒＮ＞ＩｈＡｌＮ
かつ
ＩＡｌＣｒＮ＞ＩｈＣｒ２Ｎ
を満たすことが好ましい。
further,
I AlCrN > I hAlN
And
I AlCrN > I hCr2N
It is preferable to satisfy.
従来、立方晶ＡｌＣｒＮは工具へのコーティングなどに用いられてきたが、薄膜であるため体積が小さく、寿命の長い工具にはなり得なかった。本発明のように立方晶ＡｌＣｒＮを硬質粒子として焼結体を作ることにより、従来の六方晶ＡｌＮや六方晶Ｃｒ２Ｎと比較して高硬度かつ高耐酸化性、高耐溶着性を有する工具となり、長寿命の切削が可能となる。 Conventionally, cubic AlCrN has been used for coating a tool, but since it is a thin film, it cannot be a tool having a small volume and a long life. By making a sintered body using cubic AlCrN as hard particles as in the present invention, a tool having higher hardness, higher oxidation resistance and higher welding resistance than conventional hexagonal AlN and hexagonal Cr 2 N Thus, long-life cutting is possible.
本明細書中、Ｘ線回折線のピーク強度とはθ−２θ法により決定する値をいう。θ−２θ法は、基材表面の法線を、常にＸ線の入射方向と回折線の検出器の方向とを二等分するように配置して測定を行ない、基材表面に平行な結晶面からの回折線のみを検出する公知の方法である。具体的には、Ｘ線発生装置から発生するＸ線と測定対象の表面とのなす角をθとしたとき、試料の回転角θを変化させてＸ線受光装置の回転角２θを変化させる配置で、各２θに対する回折強度をプロットする。なお、用いるＸ線はＣｕ−Ｋα線とする。また、Ｘ線回折において得られるピークが重複する場合は、正規分布（ガウス分布）でフィッティングしてピーク分離を行ない、それぞれのピークを決定する。 In this specification, the peak intensity of an X-ray diffraction line refers to a value determined by the θ-2θ method. In the θ-2θ method, measurement is performed by arranging the normal line on the substrate surface so that the X-ray incident direction and the diffraction line detector direction are always equally divided into two, and the crystal parallel to the substrate surface is measured. This is a known method for detecting only the diffraction lines from the surface. Specifically, when the angle between the X-ray generated from the X-ray generator and the surface of the measurement object is θ, the rotation angle θ of the sample is changed to change the rotation angle 2θ of the X-ray light receiving device. And plot the diffraction intensity for each 2θ. The X-ray used is Cu-Kα ray. When peaks obtained by X-ray diffraction overlap, peak separation is performed by fitting with a normal distribution (Gaussian distribution) to determine each peak.
本発明で用いるセラミックス粉末をＸ線回折法により分析すると、立方晶ＡｌＣｒＮに該当するピークが観察される。立方晶ＡｌＣｒＮは、立方晶ＡｌＮおよび立方晶ＣｒＮの固溶体である。したがって、セラミックス粉末は立方晶ＡｌＣｒＮ、立方晶ＡｌＮおよび立方晶ＣｒＮを、以下の（ａ）〜（ｃ）のいずれかの組み合わせで含むと考えられる。
（ａ）立方晶ＡｌＣｒＮ
（ｂ）立方晶ＡｌＣｒＮ、立方晶ＡｌＮおよび立方晶ＣｒＮ
（ｃ）立方晶ＡｌＮおよび立方晶ＣｒＮ
実際に、本発明で用いるセラミックス粉末を透過型電子線顕微鏡（ＴＥＭ）で観察すると、図１のように立方晶ＡｌＣｒＮ粒子を確認することができる。さらに該立方晶ＡｌＣｒＮ粒子の電子線回折像（ＴＥＤ）には、図２のように３つの同心円を確認できる。これは、立方晶ＡｌＣｒＮ粒子が、ランダムな方向性を有する微粒子結晶を含んでいることを示している。各同心円の直径から各結晶の面間隔を算出すると、内側の同心円からそれぞれ２．３６Å、２．０４Å、１．４４Åとなる。以上より、立方晶ＡｌＣｒＮ粒子はＮａＣｌ型の結晶構造を有していること、および前記の３つの同心円はそれぞれ（１１１）面、（２００）面、（２２０）面の電子線回折線に由来することが分かる（面指数を図２に示す）。なお、この面間隔は、立方晶ＡｌＮと立方晶ＣｒＮのちょうど中間の値であるため、観察した立方晶ＡｌＣｒＮには、立方晶ＡｌＮと立方晶ＣｒＮが含まれていることが分かる。
When the ceramic powder used in the present invention is analyzed by the X-ray diffraction method, a peak corresponding to cubic AlCrN is observed. Cubic AlCrN is a solid solution of cubic AlN and cubic CrN. Therefore, it is considered that the ceramic powder contains cubic AlCrN, cubic AlN, and cubic CrN in any combination of the following (a) to (c).
(A) Cubic AlCrN
(B) Cubic AlCrN, Cubic AlN and Cubic CrN
(C) Cubic AlN and Cubic CrN
Actually, when the ceramic powder used in the present invention is observed with a transmission electron microscope (TEM), cubic AlCrN particles can be confirmed as shown in FIG. Further, in the electron diffraction pattern (TED) of the cubic AlCrN particles, three concentric circles can be confirmed as shown in FIG. This indicates that the cubic AlCrN particles contain fine particle crystals having random orientation. When the interplanar spacing of each crystal is calculated from the diameter of each concentric circle, it is 2.36 mm, 2.04 mm, and 1.44 mm from the inner concentric circle, respectively. From the above, the cubic AlCrN particles have a NaCl-type crystal structure, and the three concentric circles are derived from electron diffraction lines on the (111) plane, the (200) plane, and the (220) plane, respectively. (The surface index is shown in FIG. 2). Note that since this interplanar spacing is an intermediate value between cubic AlN and cubic CrN, it can be seen that the observed cubic AlCrN includes cubic AlN and cubic CrN.
立方晶ＡｌＣｒＮ、立方晶ＡｌＮおよび立方晶ＣｒＮのいずれの結晶も、特有の結晶面に応じたＸ線回折法によるＸ線回折線がピーク強度を示す。各結晶のピーク強度はＪＣＰＤＳに記載された強度比で規格化して算出する。なお、立方晶ＡｌＣｒＮはＪＣＰＤＳに登録されていないため、立方晶ＡｌＮに準ずるとする。例えば、ＪＣＰＤＳ Ｎｏ．００−０４６−１２００によれば、立方晶ＡｌＮの場合は、（１１１）面の強度は２０％、（２００）面の強度は７５％、（２２０）面の強度は４５％であるため、それぞれの測定値をＪＣＰＤＳの強度で除算して、１００％の値を規格化した強度とする。 In any of the crystals of cubic AlCrN, cubic AlN, and cubic CrN, the X-ray diffraction line obtained by the X-ray diffraction method corresponding to the specific crystal plane shows the peak intensity. The peak intensity of each crystal is calculated by normalizing with the intensity ratio described in JCPDS. Since cubic AlCrN is not registered in JCPDS, it is assumed that it conforms to cubic AlN. For example, JCPDS No. According to 00-046-1200, in the case of cubic AlN, the strength of the (111) plane is 20%, the strength of the (200) plane is 75%, and the strength of the (220) plane is 45%. The measured value is divided by the strength of JCPDS, and a value of 100% is obtained as a normalized strength.
従って、規格化後の立方晶ＡｌＣｒＮのピーク強度としては、
ＩＡｌＣｒＮ（１１１）／０．２０、
ＩＡｌＣｒＮ（２００）／０．７５、
ＩＡｌＣｒＮ（２２０）／０．４５、
ＩＡｌＣｒＮ（３１１）／０．１３、
などが算出される。通常は最も強度の強いＩＡｌＣｒＮ（２００）／０．７５が立方晶ＡｌＣｒＮのピーク強度として採用されるが、、他材料のピークが重なる場合は、これらのうち最も高い強度の値を採用する。例えば試料にＡｌ２Ｏ３やｃＢＮなどが混在している場合、立方晶ＡｌＣｒＮの（２００）面のＸＲＤピークとＡｌ２Ｏ３の（１１３）面、ｃＢＮの（１１１）面のＸＲＤピークが重なるため、正確に算出するために、例えば立方晶ＡｌＣｒＮ（２２０）の強度を４５％で除算した値などを採用する。
Therefore, as the peak intensity of cubic AlCrN after normalization,
I AlCrN (111) /0.20,
I AlCrN (200) /0.75,
I AlCrN (220) /0.45,
I AlCrN (311) /0.13,
Etc. are calculated. Usually, I AlCrN (200) /0.75 having the strongest intensity is adopted as the peak intensity of cubic AlCrN, but when peaks of other materials overlap, the highest intensity value is adopted. For example, when Al 2 O 3 or cBN is mixed in the sample, the XRD peak of the (200) plane of cubic AlCrN overlaps the XRD peak of the (113) plane of Al 2 O 3 and the (111) plane of cBN. Therefore, in order to calculate accurately, for example, a value obtained by dividing the strength of cubic AlCrN (220) by 45% is adopted.
ここで、立方晶ＡｌＣｒＮと立方晶ＡｌＮ、立方晶ＣｒＮのＸ線回折線は通常のθ−２θ測定で重なることになる。しかし、立方晶ＡｌＮおよび立方晶ＣｒＮは、いずれも硬度が大きく、鉄系被削材との反応性が低い。したがって、立方晶ＡｌＣｒＮ、立方晶ＡｌＮ、立方晶ＣｒＮを含むセラミックス粉末を工具材料として用いた場合、優れた耐摩耗性を有する工具を得ることができるため、強度計算においては等価なものとして、立方晶ＡｌＣｒＮと立方晶ＡｌＮと立方晶ＣｒＮを合計した値とする。 Here, the X-ray diffraction lines of cubic AlCrN, cubic AlN, and cubic CrN overlap with each other in the usual θ-2θ measurement. However, cubic AlN and cubic CrN both have high hardness and low reactivity with iron-based work materials. Therefore, when a ceramic powder containing cubic AlCrN, cubic AlN, cubic CrN is used as a tool material, a tool having excellent wear resistance can be obtained. The total value of crystal AlCrN, cubic AlN, and cubic CrN.
なお六方晶ＡｌＮ、六方晶Ｃｒ２Ｎについても同様に算出する。
六方晶ＡｌＮでは、ＪＣＰＤＳ Ｎｏ．００−０２５−１１３３によれば、（１００）面の強度は１００％、（００２）面の強度は６０％、（１０１）面の強度は８０％、（１０２）面の強度は２５％、（１１０）面の強度は４０％であるため、規格化したピーク強度としては、
ＩｈＡｌＮ（１００）／１、
ＩｈＡｌＮ（００２）／０．６０、
ＩｈＡｌＮ（１０１）／０．８０、
ＩｈＡｌＮ（１０２）／０．２５、
ＩｈＡｌＮ（１１０）／０．４０、
などが算出される。通常は最も強度の強いＩｈＡｌＮ（１００）／１が算出される。
The same calculation is performed for hexagonal AlN and hexagonal Cr 2 N.
For hexagonal AlN, JCPDS No. According to 00-025-1133, the strength of the (100) plane is 100%, the strength of the (002) plane is 60%, the strength of the (101) plane is 80%, the strength of the (102) plane is 25%, ( Since the intensity of the (110) plane is 40%, the normalized peak intensity is
I hAlN (100) / 1,
I hAlN (002) /0.60,
I hAlN (101) /0.80,
I hAlN (102) /0.25,
I hAlN (110) /0.40,
Etc. are calculated. Usually, the strongest I hAlN (100) / 1 is calculated.
六方晶Ｃｒ２Ｎでは、ＪＣＰＤＳ Ｎｏ．００−０３５−０８０３によれば、（１１０）面の強度は１５％、（００２）面の強度は２１％、（１１１）面の強度は１００％、（１１２）面の強度は１９％、（３００）面の強度は１５％であるため、規格化したピーク強度としては、
ＩｈＣｒ２Ｎ（１１０）／０．１５、
ＩｈＣｒ２Ｎ（００２）／０．２１、
ＩｈＣｒ２Ｎ（１１１）／１、
ＩｈＣｒ２Ｎ（１１２）／０．１９、
ＩｈＣｒ２Ｎ（３００）／０．１５、
などが算出される。通常は最も強度の強いＩｈＣｒ２Ｎ（１１１）／１が採用される。ただし、他材料のピークが重なる場合、例えばＴｉＮの（２００）が重なる場合は、これらのうち最も高い強度の値を採用する。
In hexagonal Cr 2 N, JCPDS No. According to 00-035-0803, the strength of the (110) plane is 15%, the strength of the (002) plane is 21%, the strength of the (111) plane is 100%, the strength of the (112) plane is 19%, ( Since the intensity of the (300) plane is 15%, the normalized peak intensity is
I hCr2N (110) /0.15,
I hCr2N (002) /0.21
I hCr2N (111) / 1,
I hCr2N (112) /0.19,
I hCr2N (300) /0.15,
Etc. are calculated. Usually, IhCr2N (111) / 1 having the strongest strength is employed. However, when peaks of other materials overlap, for example, when TiN (200) overlaps, the highest intensity value is adopted.
本発明で用いるセラミックス粉末は、アークイオンプレーティングや直流スパッタリング法などにより得ることができる。ターゲットはＡｌ、Ｃｒ、ＡｌＮ、Ｃｒ２Ｎ、ＣｒＮのいずれか１つ以上を混合したものを用い、プロセスガスとしてＡｒに加えてＮ２を導入する。アーク電流は１０Ａ〜３００Ａ、バイアス電圧は１０Ｖ〜５００Ｖ、Ｎ２ガス圧力は０．１Ｐａ〜３０Ｐａが望ましい。基板は高速度鋼の薄板などを用いることができる。立方晶ＡｌＣｒＮ膜を合成した後、基板からＡｌＣｒＮ膜を剥がし、ボールミル装置やビーズミル装置などで、薄膜片を０．１〜１０μｍに粉砕してセラミックス粉末を得る。 The ceramic powder used in the present invention can be obtained by arc ion plating, DC sputtering, or the like. The target is a mixture of one or more of Al, Cr, AlN, Cr 2 N, and CrN, and N 2 is introduced in addition to Ar as a process gas. The arc current is preferably 10 A to 300 A, the bias voltage is 10 V to 500 V, and the N 2 gas pressure is preferably 0.1 Pa to 30 Pa. A high-speed steel thin plate or the like can be used as the substrate. After synthesizing the cubic AlCrN film, the AlCrN film is peeled off from the substrate, and the thin film pieces are pulverized to 0.1 to 10 μm by a ball mill apparatus or a bead mill apparatus to obtain ceramic powder.
しかしながら、得られたセラミックス粉末には、六方晶ＡｌＮと六方晶Ｃｒ2Ｎが残存している場合がある。 However, hexagonal AlN and hexagonal Cr 2 N may remain in the obtained ceramic powder.
六方晶ＡｌＮは（１００）面、（００２）面、（１０１）面においてＸ線回折線が強いピーク強度を示し、それぞれＪＣＰＤＳの強度比１００、６０、８０で規格化する。例えば、（１０１）面のピーク強度Ｉｂ（１０１）を用いる場合、六方晶ＡｌＮの強度Ｉｂは、
Ｉｂ＝Ｉｂ（１０１）／８０
と算出される。
Hexagonal AlN exhibits strong peak intensities of X-ray diffraction lines on the (100) plane, (002) plane, and (101) plane, and is normalized with JCPDS intensity ratios of 100, 60, and 80, respectively. For example, when the peak intensity I b (101) of the (101) plane is used, the intensity I b of hexagonal AlN is
I b = I b (101) / 80
Is calculated.
六方晶Ｃｒ2Ｎは（１１０）面、（００２）面、（１１１）面、（１１２）面においてＸ線回折線が強いピーク強度を示し、それぞれＪＣＰＤＳの強度比１５、２１、１００、１９で規格化する。例えば、（００２）面のピーク強度Ｉｃ（００２）を用いる場合、六方晶Ｃｒ２Ｎの強度Ｉｃは、
Ｉｃ＝Ｉｃ（００２）／２１
と算出される。
Hexagonal Cr 2 N shows strong peak intensities of X-ray diffraction lines in the (110) plane, (002) plane, (111) plane, and (112) plane, with JCPDS intensity ratios of 15, 21, 100, and 19, respectively. Standardize. For example, when the peak intensity I c (002) of the (002) plane is used, the intensity I c of hexagonal Cr 2 N is
I c = I c (002) / 21
Is calculated.
本発明で用いるセラミックス粉末は、Ｘ線回折法による立方晶ＡｌＣｒＮのＸ線回折線のピーク強度ＩＡｌＣｒＮが、Ｘ線回折法による六方晶ＡｌＮのＸ線回折線のピーク強度ＩｈＡｌＮ×０．１および六方晶Ｃｒ2ＮのＸ線回折線のピーク強度ＩｈＣｒ２Ｎ×０．１のいずれよりも大きい。すなわち
ＩＡｌＣｒＮ＞０．１×ＩｈＡｌＮ
かつ
ＩＡｌＣｒＮ＞０．１×ＩｈＣｒ２Ｎ
であり、セラミックス粉末中に充分多量な立方晶ＡｌＣｒＮ、立方晶ＡｌＮおよび立方晶ＣｒＮが存在すると考えられる。このようなセラミックス粉末を工具材料として用いた場合、優れた耐摩耗性を有する工具を得ることが出来る。
In the ceramic powder used in the present invention, the peak intensity I AlCrN of the cubic AlCrN X-ray diffraction line by the X-ray diffraction method is the peak intensity I hAlN × 0.1 of the hexagonal AlN X-ray diffraction line by the X-ray diffraction method. And the peak intensity IhCr2N × 0.1 of the X-ray diffraction line of hexagonal Cr 2 N is larger than both. That is, I AlCrN > 0.1 × I hAlN
And I AlCrN > 0.1 × I hCr2N
It is considered that a sufficiently large amount of cubic AlCrN, cubic AlN and cubic CrN are present in the ceramic powder. When such a ceramic powder is used as a tool material, a tool having excellent wear resistance can be obtained.
さらに、
ＩＡｌＣｒＮ＞ＩｈＡｌＮ
かつ
ＩＡｌＣｒＮ＞ＩｈＣｒ２Ｎ
を満たすことが好ましい。この場合、セラミックス粉末中の立方晶ＡｌＣｒＮ、立方晶ＡｌＮおよび立方晶ＣｒＮの合計の含有量は、六方晶ＡｌＮおよび六方晶Ｃｒ2Ｎのそれぞれの含有量よりも多いと考えられ、さらに優れた耐摩耗性を有する工具を得ることができる。
further,
I AlCrN > I hAlN
And I AlCrN > I hCr2N
It is preferable to satisfy. In this case, the total content of cubic AlCrN, cubic AlN and cubic CrN in the ceramic powder is considered to be higher than the respective contents of hexagonal AlN and hexagonal Cr 2 N, and further excellent resistance to resistance. A wearable tool can be obtained.
セラミックス粉末中の、アルミニウムおよびクロムの合計に対するアルミニウムの原子分率は、０．３５以上０．９９以下であることが好ましい。 The atomic fraction of aluminum with respect to the total of aluminum and chromium in the ceramic powder is preferably 0.35 or more and 0.99 or less.
立方晶ＡｌＮは立方晶ＣｒＮよりも相対的に硬度が大きい。したがって、セラミックス粉末中のアルミニウムおよびクロムの合計に対するアルミニウムの原子分率が０．３５以上であると、セラミックス粉末の硬度が大きくなる。このようなセラミックス粉末を工具材料として用いた場合、優れた耐摩耗性を有する工具を得ることができる。 Cubic AlN is relatively harder than cubic CrN. Therefore, when the atomic fraction of aluminum with respect to the total of aluminum and chromium in the ceramic powder is 0.35 or more, the hardness of the ceramic powder increases. When such a ceramic powder is used as a tool material, a tool having excellent wear resistance can be obtained.
セラミックス粉末中の、アルミニウムおよびクロムの合計に対するアルミニウムの原子分率は、さらに０．５０以上０．９２以下が好ましい。 The atomic fraction of aluminum with respect to the total of aluminum and chromium in the ceramic powder is preferably 0.50 or more and 0.92 or less.
セラミックス粉末は立方晶ＡｌＣｒＮを含み、立方晶ＡｌＣｒＮが一般式ＡｌxＣｒ1-xＮy（０＜ｘ＜１、０．７≦ｙ≦１）で表わされることが好ましい。 The ceramic powder contains cubic AlCrN, and the cubic AlCrN is preferably represented by the general formula Al x Cr 1-x N y (0 <x <1, 0.7 ≦ y ≦ 1).
前記ｙの値は、さらに０．９≦ｙ≦１．０の範囲であることが好ましい。
また、本発明で用いるセラミックス粉末は、Ａｌ、Ｃｒ、ＡｌＮ、Ｃｒ２ＮおよびＣｒＮよりなる群から選ばれる少なくとも１つ１つ以上を混合して、加圧加熱処理を行うことにより得ることもできる。加圧加熱処理は、窒素雰囲気下で加熱することにより行うが、この時、窒素の量が不十分であると、常圧で安定的な六方晶Ｃｒ2Ｎが得られやすくなる。したがって、前記ｙの値が０．７≦ｙ≦１の範囲となるように十分な窒素量を用いて加熱加圧処理を行うことで、立方晶ＡｌＣｒＮを安定的に得ることができる。加熱は、外部ヒーターだけでなく、ＡｌやＣｒやＴｉもしくはＡｌＣｒ合金などの金属の自己燃焼熱を利用して加熱しても良い。
The value of y is preferably in the range of 0.9 ≦ y ≦ 1.0.
The ceramic powder used in the present invention can also be obtained by mixing at least one selected from the group consisting of Al, Cr, AlN, Cr 2 N and CrN and performing pressure heat treatment. . The pressure heat treatment is performed by heating in a nitrogen atmosphere. At this time, if the amount of nitrogen is insufficient, hexagonal Cr 2 N that is stable at normal pressure is easily obtained. Therefore, cubic AlCrN can be stably obtained by performing heat and pressure treatment using a sufficient amount of nitrogen so that the value of y falls within the range of 0.7 ≦ y ≦ 1. The heating may be performed using not only an external heater but also self-combustion heat of a metal such as Al, Cr, Ti, or AlCr alloy.
セラミックス粉末は立方晶ＡｌＣｒＮと、周期律表の第４Ａ族元素、第５Ａ族元素および第６Ａ族元素よりなる群から選ばれる少なくとも１種の遷移金属元素とを含むことが好ましい。ここで、「周期律表の第４Ａ族元素」にはチタン、ジルコニウム、ハフニウムが含まれ、「周期律表の第５Ａ族元素」にはバナジウム、ニオブ、タンタルが含まれ、「周期律表の第６Ａ族元素」にはクロム、モリブデン、タングステンが含まれる。 The ceramic powder preferably contains cubic AlCrN and at least one transition metal element selected from the group consisting of Group 4A elements, Group 5A elements and Group 6A elements of the periodic table. Here, “Group 4A element of the periodic table” includes titanium, zirconium, and hafnium, “Group 5A element of the periodic table” includes vanadium, niobium, and tantalum. “Group 6A elements” include chromium, molybdenum, and tungsten.
前記遷移金属元素を含むセラミックス粉末は優れた耐摩耗性を有し、工具材料として用いた場合、優れた耐摩耗性を有する工具を得ることができる。 The ceramic powder containing the transition metal element has excellent wear resistance, and when used as a tool material, a tool having excellent wear resistance can be obtained.
前記遷移金属元素は、前記セラミックス粉末中に１ａｔ％以上３０ａｔ％以下の量で含まれることが好ましい。この場合、セラミックス粉末中の立方晶ＡｌＣｒＮ、立方晶ＡｌＮ、立方晶ＣｒＮおよび遷移金属元素のそれぞれの含有量のバランスがよく、セラミックス粒子の耐摩耗性が良好になる。 The transition metal element is preferably contained in the ceramic powder in an amount of 1 at% to 30 at%. In this case, the content of each of cubic AlCrN, cubic AlN, cubic CrN and transition metal element in the ceramic powder is well balanced, and the wear resistance of the ceramic particles is improved.
前記遷移金属元素は、前記立方晶ＡｌＣｒＮに固溶して、一般式ＡｌAＣｒBＭCＮy（Ｍは遷移金属元素、Ａ＋Ｂ＋Ｃ＝１、０．７≦ｙ≦１）で表わされる固溶体を形成していることが好ましい。 Wherein the transition metal element, a solid solution to the cubic AlCrN, formulas Al A Cr B M C N y (M is a transition metal element, A + B + C = 1,0.7 ≦ y ≦ 1) a solid solution represented by It is preferable to form.
本発明の一実施の形態において、焼結体は前記セラミック粉末および結合材を含む。
＜結合材＞
結合材は、結合剤化合物、前記結合剤化合物の固溶体、金属、前記金属間の化合物、立方晶窒化ホウ素よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含む。これらの結合材は、セラミックス粉末との親和性が高いため、セラミックスと混合して焼結すると、耐欠損性および耐摩耗性に優れた焼結体を得ることができる。
In an embodiment of the present invention, the sintered body includes the ceramic powder and a binder.
<Binder>
The binder includes at least one selected from the group consisting of a binder compound, a solid solution of the binder compound, a metal, a compound between the metals, and cubic boron nitride. Since these binders have high affinity with the ceramic powder, a sintered body excellent in fracture resistance and wear resistance can be obtained when mixed and sintered with ceramics.
前記結合剤化合物は、周期律表の第４Ａ族元素、第５Ａ族元素および第６Ａ族元素よりなる群から選ばれる少なくとも１種の遷移金属元素と、炭素、窒素および酸素よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とからなる。ここで、「周期律表の第４Ａ族元素」にはチタン、ジルコニウム、ハフニウムが含まれ、「周期律表の第５Ａ族元素」にはバナジウム、ニオブ、タンタルが含まれ、「周期律表の第６Ａ族元素」にはクロム、モリブデン、タングステンが含まれる。 The binder compound is selected from the group consisting of at least one transition metal element selected from the group consisting of Group 4A elements, Group 5A elements and Group 6A elements of the periodic table, and carbon, nitrogen and oxygen. It consists of at least one element. Here, “Group 4A element of the periodic table” includes titanium, zirconium, and hafnium, “Group 5A element of the periodic table” includes vanadium, niobium, and tantalum. “Group 6A elements” include chromium, molybdenum, and tungsten.
結合材化合物は、たとえば、窒化チタン（ＴｉＮ）、窒化ジルコニウム（ＺｒＮ）、窒化ハフニウム（ＨｆＮ）、窒化バナジウム（ＶＮ）、窒化ニオブ（ＮｂＮ）、窒化タンタル（ＴａＮ）、窒化クロム（Ｃｒ2Ｎ）、窒化モリブデン（ＭｏＮ）、および窒化タングステン（ＷＮ）、炭化チタン（ＴｉＣ）、炭化ジルコニウム（ＺｒＣ）、炭化ハフニウム（ＨｆＣ）、炭化バナジウム（ＶＣ）、炭化ニオブ（ＮｂＣ）、炭化タンタル（ＴａＣ）、炭化クロム（Ｃｒ3Ｃ2）、炭化モリブデン（Ｍｏ2Ｃ）、炭化タングステン（ＷＣ）、酸化チタン（ＴｉＯ2）、酸化ジルコニウム（ＺｒＯ2）、酸化ハフニウム（ＨｆＯ2）、酸化バナジウム（Ｖ2Ｏ5）、酸化ニオブ（Ｎｂ2Ｏ5）、酸化タンタル（Ｔａ2Ｏ5）、酸化クロム（Ｃｒ2Ｏ3）、酸化モリブデン（ＭｏＯ3）、酸化タングステン（ＷＯ3）である。中でも、窒化チタン（ＴｉＮ）、窒化ジルコニウム（ＺｒＮ）、窒化ハフニウム（ＨｆＮ）、炭化チタン（ＴｉＣ）、炭化ジルコニウム（ＺｒＣ）、炭化ハフニウム（ＨｆＣ）を用いることが好ましい。 Examples of the binder compound include titanium nitride (TiN), zirconium nitride (ZrN), hafnium nitride (HfN), vanadium nitride (VN), niobium nitride (NbN), tantalum nitride (TaN), and chromium nitride (Cr 2 N). Molybdenum nitride (MoN) and tungsten nitride (WN), titanium carbide (TiC), zirconium carbide (ZrC), hafnium carbide (HfC), vanadium carbide (VC), niobium carbide (NbC), tantalum carbide (TaC), Chromium carbide (Cr 3 C 2 ), molybdenum carbide (Mo 2 C), tungsten carbide (WC), titanium oxide (TiO 2 ), zirconium oxide (ZrO 2 ), hafnium oxide (HfO 2 ), vanadium oxide (V 2 O) 5), niobium oxide (Nb 2 O 5), tantalum oxide (Ta 2 O 5), chromium oxide (Cr 2 O 3 , Molybdenum oxide (MoO 3), tungsten oxide (WO 3). Among these, titanium nitride (TiN), zirconium nitride (ZrN), hafnium nitride (HfN), titanium carbide (TiC), zirconium carbide (ZrC), and hafnium carbide (HfC) are preferably used.
前記金属は、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）、チタン（Ｔｉ）およびアルミニウム（Ａｌ）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の金属である。前記金属間の化合物は、たとえば、ＦｅＮｉ、ＦｅＮｉＣｏ、ＦｅＡｌ、ＮｉＡｌ、Ａｌ3Ｔｉ、ＡｌＴｉ3である。中でも、ＦｅＡｌ、ＮｉＡｌ、Ａｌ３Ｔｉを用いることが好ましい。 The metal is at least one metal selected from the group consisting of iron (Fe), cobalt (Co), nickel (Ni), titanium (Ti), and aluminum (Al). Examples of the intermetallic compound include FeNi, FeNiCo, FeAl, NiAl, Al 3 Ti, and AlTi 3 . Among them, it is preferable to use FeAl, NiAl, or Al 3 Ti.
前記結合材は、前記焼結体中に５体積％以上７０体積％以下の量で含まれる。この場合、焼結体は優れた耐欠損性および耐摩耗性を有することができる。結合材は、さらに焼結体中に３０体積％以上５０体積％以下の量で含まれることが好ましい。なお焼結体中の結合材の含有量（体積％）は、ＳＥＭ−ＥＤＸ、ＴＥＭ−ＥＤＸまたはＡＥＳ（オージェ電子分光法）マッピングによって算出することができる。 The binder is included in the sintered body in an amount of 5% by volume to 70% by volume. In this case, the sintered body can have excellent fracture resistance and wear resistance. It is preferable that the binder is further contained in the sintered body in an amount of 30% by volume to 50% by volume. The content (volume%) of the binder in the sintered body can be calculated by SEM-EDX, TEM-EDX, or AES (Auger Electron Spectroscopy) mapping.
＜焼結体の製造方法＞
［実施の形態１］
（第１工程）
Ａｌ、Ｃｒ、ＡｌＮ、Ｃｒ２ＮおよびＣｒＮのいずれか１つ以上を混合したターゲットを準備する。ターゲット中のアルミニウムおよびクロムの合計に対するアルミニウムの原子分率が、０．３５以上０．９９以下となるようにそれぞれの量を調整して準備することが好ましい。
<Method for producing sintered body>
[Embodiment 1]
(First step)
A target in which at least one of Al, Cr, AlN, Cr 2 N and CrN is mixed is prepared. It is preferable to prepare by adjusting the respective amounts so that the atomic fraction of aluminum with respect to the total of aluminum and chromium in the target is 0.35 or more and 0.99 or less.
第１工程において、Ａｌ、Ｃｒ、ＡｌＮ、Ｃｒ２Ｎ、ＣｒＮに加えて、さらに遷移金属元素を混合することもできる。遷移金属元素とは、周期律表の第４Ａ族元素、第５Ａ族元素および第６Ａ族元素であり、具体的にはチタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン、タングステンが含まれる。前記遷移金属元素は、続く第２工程において、熱膨張率差、ヤング率差、或いは固溶化に起因する残留応力の付与と推定される効果により、セラミックス粉末を強靭化するという効果を発揮する。したがって、前記遷移金属元素を含むセラミックス粉末は優れた耐摩耗性を有することができる。 In the first step, in addition to Al, Cr, AlN, Cr 2 N, and CrN, a transition metal element can be further mixed. Transition metal elements are Group 4A elements, Group 5A elements and Group 6A elements of the periodic table, and specifically include titanium, zirconium, hafnium, vanadium, niobium, tantalum, chromium, molybdenum, and tungsten. It is. In the subsequent second step, the transition metal element exhibits an effect of toughening the ceramic powder due to an effect that is assumed to be a difference in thermal expansion coefficient, a difference in Young's modulus, or a residual stress caused by solid solution. Therefore, the ceramic powder containing the transition metal element can have excellent wear resistance.
前記遷移元素は、ターゲット中に１ａｔ％以上３０ａｔ％以下の量で含まれるように混合することが好ましい。 The transition element is preferably mixed so as to be contained in the target in an amount of 1 at% to 30 at%.
（第２工程）
次に、ターゲットをアークイオンプレーティングや直流スパッタリング法などを用い、プロセスガスとしてＡｒに加えてＮ２を導入して処理する。アーク電流は１０Ａ〜３００Ａ、バイアス電圧は１０Ｖ〜５００Ｖ、Ｎ２ガス圧力は０．１Ｐａ〜３０Ｐａなどの範囲とする。基板は高速度鋼の薄板などを用い、基板上に薄膜を合成する。このとき、ＡｌＣｒＮの粒径や結晶性を制御するため、１００℃〜５００℃に加熱しながら合成することがより好ましい。窒素雰囲気下でプラズマ中の処理を行うことで、ＡｌとＣｒの原子拡散と窒化が行われる。
(Second step)
Next, the target is treated by introducing N 2 in addition to Ar as a process gas using arc ion plating, direct current sputtering, or the like. The arc current is 10 A to 300 A, the bias voltage is 10 V to 500 V, and the N 2 gas pressure is in the range of 0.1 Pa to 30 Pa. The substrate is a high-speed steel thin plate or the like, and a thin film is synthesized on the substrate. At this time, in order to control the particle size and crystallinity of AlCrN, it is more preferable to synthesize while heating at 100 ° C. to 500 ° C. By performing treatment in plasma under a nitrogen atmosphere, atomic diffusion and nitridation of Al and Cr are performed.
この際、本来、六方晶の結晶構造が安定であるＡｌＮに、立方晶のＣｒＮが混合されることで、高硬度かつ異方性の少ない立方晶ＡｌＮへの変化を促進することができる。 Under the present circumstances, the change to cubic AlN with high hardness and little anisotropy can be accelerated | stimulated by mixing cubic CrN with AlN which originally has a stable hexagonal crystal structure.
前記の圧力、バイアス電圧および温度で処理すると、一般式ＡｌxＣｒ1-xＮy（０＜ｘ＜１、０．７≦ｙ≦１）で表わされる立方晶ＡｌＣｒＮを得ることができる。一般的に、立方晶ＡｌＣｒＮは、窒素の量が不十分であると、常圧で安定な六方晶ＡｌＣｒＮへ変化しやすい。本発明の製造方法により得られた立方晶ＡｌＣｒＮは、窒素の量ｙが０．７≦ｙ≦１の範囲であり十分に含まれているため、立方晶の結晶構造を安定して維持することができる。 When the treatment is performed with the pressure, bias voltage and temperature, cubic AlCrN represented by the general formula Al x Cr 1-x N y (0 <x <1, 0.7 ≦ y ≦ 1) can be obtained. In general, cubic AlCrN tends to change to hexagonal AlCrN which is stable at normal pressure when the amount of nitrogen is insufficient. The cubic AlCrN obtained by the production method of the present invention has a nitrogen amount y in the range of 0.7 ≦ y ≦ 1 and is sufficiently contained, so that the cubic crystal structure can be stably maintained. Can do.
立方晶ＡｌＣｒＮ膜を合成した後、基板からＡｌＣｒＮ膜を剥がし、ボールミル装置やビーズミル装置などで、薄膜片を０．１〜１０μｍに粉砕してセラミックス粉末を得る。 After synthesizing the cubic AlCrN film, the AlCrN film is peeled off from the substrate, and the thin film pieces are pulverized to 0.1 to 10 μm by a ball mill apparatus or a bead mill apparatus to obtain ceramic powder.
ターゲットが遷移金属元素を含む場合は、前記の圧力、バイアス電圧および温度で処理すると、一般式ＡｌAＣｒBＭCＮy（Ｍは遷移金属元素、Ａ＋Ｂ＋Ｃ＝１、０．７≦ｙ≦１）で表わされる固溶体を得ることができる。該固溶体は、窒素の量ｙが０．７≦ｙ≦１の範囲であり十分に含まれているため、立方晶の結晶構造を安定して維持することができる。 If the target comprises a transition metal element, wherein the pressure, treatment with a bias voltage and temperature, the general formula Al A Cr B M C N y (M is a transition metal element, A + B + C = 1,0.7 ≦ y ≦ 1 ) Can be obtained. In the solid solution, the amount of nitrogen y is in the range of 0.7 ≦ y ≦ 1, and is sufficiently contained, so that the cubic crystal structure can be stably maintained.
（第３工程）
第２工程で得られたセラミックス粉末と結合材原料とを混合して第２混合粉末を得る。
(Third step)
The ceramic powder obtained in the second step and the binder material are mixed to obtain a second mixed powder.
前記セラミックス粉末と前記結合材の原料は、いずれも平均粒径が０．１μｍ以上５μｍ以下であることが好ましい。ここで、「平均粒径が０．１μｍ以上５μｍ以下」とは、エタノール２０ｇ中に六方晶ＡｌＮ０．５ｇまたは六方晶Ｃｒ2Ｎ０．５ｇを投入して、超音波振動装置で１分間、解砕、分散させた後、レーザー式の粒度分布測定装置（マイクロトラック製ＭＴ３３００ＥＸ２）で、エタノールの屈折率を１．３６、測定粉末の屈折率を２．２０として測定した時の累積％が５０％の粒子径（Ｄ５０）が０．１μｍ以上５μｍ以下であることを意味する。 It is preferable that the ceramic powder and the raw material for the binder have an average particle diameter of 0.1 μm or more and 5 μm or less. Here, “the average particle size is 0.1 μm or more and 5 μm or less” means that 0.5 g of hexagonal AlN or 0.5 g of hexagonal Cr 2 N is introduced into 20 g of ethanol and pulverized for 1 minute with an ultrasonic vibration device. After dispersion, the cumulative percentage when the refractive index of ethanol is 1.36 and the refractive index of the measured powder is 2.20 with a laser-type particle size distribution measuring device (Microtrack MT3300EX2) is 50%. It means that the particle diameter (D50) is 0.1 μm or more and 5 μm or less.
結合材原料としては、周期律表の第４Ａ族元素、第５Ａ族元素および第６Ａ族元素よりなる群から選ばれる少なくとも１種の遷移金属元素と、炭素、窒素および酸素よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とからなる少なくとも１種の結合材化合物、鉄、コバルト、ニッケル、チタンおよびアルミニウムよりなる群から選ばれる少なくとも１種の金属、前記金属間の化合物、立方晶窒化ホウ素を用いることができる。結合材化合物、金属および金属間の化合物は、本発明の焼結体に含まれているものと同様のものを使用することができる。 The binder material is selected from the group consisting of at least one transition metal element selected from the group consisting of Group 4A elements, Group 5A elements and Group 6A elements of the periodic table, and carbon, nitrogen and oxygen. Using at least one binder compound composed of at least one element, at least one metal selected from the group consisting of iron, cobalt, nickel, titanium and aluminum, a compound between the metals, and cubic boron nitride Can do. As the binder compound, the metal, and the intermetallic compound, the same compounds as those contained in the sintered body of the present invention can be used.
結合材原料は、第２混合粉末中に５体積％以上７０体積％以下の量で含まれるように混合することが好ましい。 The binder material is preferably mixed so that it is contained in the second mixed powder in an amount of 5% by volume to 70% by volume.
第２混合粉末は、たとえばセラミックス粉末と結合材原料とをエタノールなどの有機溶媒中で超音波分散するか、またはボールミルで粉砕、混合して、得られたスラリーをドライヤーなどで乾燥して得ることができる。 The second mixed powder is obtained by, for example, ultrasonically dispersing ceramic powder and a binder raw material in an organic solvent such as ethanol, or pulverizing and mixing with a ball mill, and drying the resulting slurry with a dryer or the like. Can do.
（第４工程）
次に、前記第２混合粉末を１０ｋＰａ以上１５ＧＰａ以下の圧力および８００℃以上１９００℃以下の温度で処理して、焼結体を得る。第４工程は、非酸化雰囲気下で行うことが好ましく、特に真空中、または窒素雰囲気下で行うことが好ましい。焼結方法は特に限定されないが、放電プラズマ焼結（ＳＰＳ）、ホットプレス、超高圧プレスなどを用いることができる。
(4th process)
Next, the second mixed powder is processed at a pressure of 10 kPa to 15 GPa and a temperature of 800 ° C. to 1900 ° C. to obtain a sintered body. The fourth step is preferably performed in a non-oxidizing atmosphere, and particularly preferably performed in a vacuum or a nitrogen atmosphere. Although the sintering method is not particularly limited, spark plasma sintering (SPS), hot press, ultra-high pressure press, or the like can be used.
［実施の形態２］
（第１工程）
はじめに、六方晶ＡｌＮと六方晶Ｃｒ2Ｎとを混合して第１混合粉末を得る。
[Embodiment 2]
(First step)
First, hexagonal AlN and hexagonal Cr 2 N are mixed to obtain a first mixed powder.
前記六方晶ＡｌＮおよび前記六方晶Ｃｒ2Ｎは、いずれも平均粒径が２μｍ以下であることが好ましく、さらに１μｍ以下であることが好ましい。ここで、平均粒径は、実施の形態１の第３工程と同様の方法で測定した値が２μｍ未満であることを意味する。六方晶ＡｌＮと六方晶Ｃｒ2Ｎの平均粒径が２μｍ以下であると、以下に述べる第２工程において、ＡｌＮとＣｒ2Ｎの拡散、六方晶Ｃｒ2Ｎの立方晶化およびこれに伴う六方晶ＡｌＮの立方晶化、ＡｌＣｒＮ固溶体の立方晶化を促進することができる。 The hexagonal AlN and the hexagonal Cr 2 N both preferably have an average particle size of 2 μm or less, and more preferably 1 μm or less. Here, the average particle size means that the value measured by the same method as in the third step of Embodiment 1 is less than 2 μm. When the average particle diameter of the hexagonal AlN and hexagonal Cr 2 N is a 2μm or less, in the second step described below, the diffusion of the AlN and Cr 2 N, hexagonal Cr 2 N cubic crystallization and hexagonal associated therewith Cubic crystallization of crystal AlN and cubic crystallization of AlCrN solid solution can be promoted.
前記立方晶ＡｌＮと前記立方晶Ｃｒ2Ｎは、第１混合粉末中のアルミニウムおよびクロムの合計に対する前記アルミニウムの原子分率が、０．３５以上０．９９以下となるようにそれぞれの量を調整して準備することが好ましい。セラミックス粉末は、第１混合粉末を、以下に述べる第２工程において、窒素雰囲気下で加熱加圧処理を行うことにより得ることができる。該処理により、六方晶Ｃｒ2Ｎが、立方晶ＣｒＮに変化する。この結晶構造の変化に影響されて、六方晶ＡｌＮも立方晶ＡｌＮに変化すると考えられる。第１混合粉末中のアルミニウムおよびクロムの割合を前記のように調整しておくと、第２工程において、六方晶Ｃｒ2Ｎの立方晶ＣｒＮへの結晶構造の変化に伴う、六方晶ＡｌＮの立方晶ＡｌＮへの変化を促進することができる。 The amounts of the cubic AlN and the cubic Cr 2 N are adjusted so that the atomic fraction of the aluminum with respect to the total of aluminum and chromium in the first mixed powder is 0.35 or more and 0.99 or less. It is preferable to prepare it. The ceramic powder can be obtained by subjecting the first mixed powder to a heat and pressure treatment in a nitrogen atmosphere in the second step described below. By this treatment, hexagonal Cr 2 N is changed to cubic CrN. It is considered that hexagonal AlN is also changed to cubic AlN by being affected by this change in crystal structure. If the ratio of aluminum and chromium in the first mixed powder is adjusted as described above, the cubic of hexagonal AlN accompanying the change in the crystal structure of hexagonal Cr 2 N to cubic CrN in the second step. The change to crystal AlN can be promoted.
第１工程において、六方晶ＡｌＮと六方晶Ｃｒ2Ｎに加えて、さらに遷移金属元素を混合することもできる。遷移金属元素とは、周期律表の第４Ａ族元素、第５Ａ族元素および第６Ａ族元素であり、具体的にはチタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン、タングステンが含まれる。前記遷移金属元素は、続く第２工程において、熱膨張率差、ヤング率差、或いは固溶化に起因する残留応力の付与と推定される効果により、セラミックス粉末を強靭化するという効果を発揮する。したがって、前記遷移金属元素を含むセラミックス粉末は優れた耐摩耗性を有することができる。 In the first step, a transition metal element can be further mixed in addition to hexagonal AlN and hexagonal Cr 2 N. Transition metal elements are Group 4A elements, Group 5A elements and Group 6A elements of the periodic table, and specifically include titanium, zirconium, hafnium, vanadium, niobium, tantalum, chromium, molybdenum, and tungsten. It is. In the subsequent second step, the transition metal element exhibits an effect of toughening the ceramic powder due to an effect that is assumed to be a difference in thermal expansion coefficient, a difference in Young's modulus, or a residual stress caused by solid solution. Therefore, the ceramic powder containing the transition metal element can have excellent wear resistance.
前記遷移元素は、第１混合粉末中に１ａｔ％以上３０ａｔ％以下の量で含まれるように混合することが好ましい。 The transition element is preferably mixed so as to be contained in the first mixed powder in an amount of 1 at% to 30 at%.
第１混合粉末は、たとえば六方晶ＡｌＮと六方晶Ｃｒ2Ｎとをエタノールなどの有機溶媒中で超音波分散するか、またはビーズミルで粉砕、混合して、得られたスラリーをドライヤーなどで乾燥して得ることができる。 The first mixed powder is obtained by, for example, ultrasonically dispersing hexagonal AlN and hexagonal Cr 2 N in an organic solvent such as ethanol, or pulverizing and mixing with a bead mill, and drying the resulting slurry with a dryer or the like. Can be obtained.
（第２工程）
次に、前記第１混合粉末を窒素雰囲気中で所定圧力および所定温度で処理する。
(Second step)
Next, the first mixed powder is treated at a predetermined pressure and a predetermined temperature in a nitrogen atmosphere.
従来、立方晶ＡｌＮを得るために、六方晶ＡｌＮを１６ＧＰａ以上の超高圧条件下で衝撃処理をしたり、または六方晶ＡｌＮをエアロゾル状態にして衝撃処理を行っていた。しかし、このような方法によっても、六方晶ＡｌＮの一部が立方晶ＡｌＮに変換されるのみであった。 Conventionally, in order to obtain cubic AlN, impact treatment was performed on hexagonal AlN under an ultrahigh pressure condition of 16 GPa or higher, or impact treatment was performed with hexagonal AlN in an aerosol state. However, even by such a method, only a part of hexagonal AlN was converted to cubic AlN.
本発明者らは、六方晶ＡｌＮに六方晶Ｃｒ2Ｎを混合した後に、六方晶Ｃｒ2Ｎを窒化して立方晶ＣｒＮを合成すると、六方晶ＡｌＮも立方晶ＡｌＮへと変化することを見出した。これは、六方晶Ｃｒ2Ｎの立方晶ＣｒＮへの結晶構造の変化に影響されて、六方晶ＡｌＮも立方晶ＡｌＮへ結晶構造が変化するためと考えられる。 The inventors have found that when hexagonal Cr 2 N is mixed with hexagonal Al 2 N and then hexagonal Cr 2 N is nitrided to synthesize cubic CrN, the hexagonal AlN also changes to cubic AlN. It was. This is presumably because the crystal structure of hexagonal AlN is also changed to cubic AlN due to the change of the crystal structure of hexagonal Cr 2 N to cubic CrN.
本発明の一実施の形態において、第一混合粉末を、窒素雰囲気中で１０ｋＰａ以上１２ＭＰａ以下の圧力および６００℃以上３５００℃以下の温度で処理してセラミックス粉末を得る。処理条件は、さらに５ＭＰａ以上１０ＭＰａ以下の圧力および１２００℃以上３０００℃以下の温度であることが好ましい。高温であるためＡｌとＣｒの相互拡散が促進され、高圧であるため反応中の窒素抜けが起きにくいためである。合成方法としては、熱間等方加圧（ＨＩＰ）などの加圧炉や、加圧燃焼合成炉などを用いることができる。 In one embodiment of the present invention, the first mixed powder is treated in a nitrogen atmosphere at a pressure of 10 kPa to 12 MPa and a temperature of 600 ° C. to 3500 ° C. to obtain a ceramic powder. The treatment conditions are preferably a pressure of 5 MPa to 10 MPa and a temperature of 1200 ° C. to 3000 ° C. This is because interdiffusion between Al and Cr is promoted due to the high temperature, and nitrogen escape during the reaction is unlikely to occur due to the high pressure. As the synthesis method, a pressure furnace such as hot isostatic pressing (HIP), a pressure combustion synthesis furnace, or the like can be used.
前記の圧力および温度で処理すると、一般式ＡｌxＣｒ1-xＮy（０＜ｘ＜１、０．７≦ｙ≦１）で表わされる立方晶ＡｌＣｒＮを得ることができる。一般的に、立方晶ＡｌＣｒＮは、窒素の量が不十分であると、常圧で安定な六方晶ＡｌＣｒＮへ変化しやすい。本発明の製造方法により得られた立方晶ＡｌＣｒＮは、窒素の量ｙが０．７≦ｙ≦１の範囲であり十分に含まれているため、立方晶の結晶構造を安定して維持することができる。 When the treatment is performed at the pressure and temperature described above, cubic AlCrN represented by the general formula Al x Cr 1-x N y (0 <x <1, 0.7 ≦ y ≦ 1) can be obtained. In general, cubic AlCrN tends to change to hexagonal AlCrN which is stable at normal pressure when the amount of nitrogen is insufficient. The cubic AlCrN obtained by the production method of the present invention has a nitrogen amount y in the range of 0.7 ≦ y ≦ 1 and is sufficiently contained, so that the cubic crystal structure can be stably maintained. Can do.
第２工程前と第２工程後の第１混合粉末について、Ｘ線回折法により得られたＸ線回折線パターンの一例を図３に示す。図３中、（ａ）は第２工程前の第１混合粉末のＸ線回折線パターン、（ｂ）は第２工程後の第１混合粉末のＸ線回折線パターンである。（ａ）には、六方晶ＡｌＮと六方晶Ｃｒ2Ｎのピークが観察できる。一方、（ｂ）では、六方晶ＡｌＮと六方晶Ｃｒ2Ｎのピークは消失し、代わりに立方晶ＡｌＣｒＮのピークが観察できる。これは、第２工程を行うことによって、第１混合粉末中の六方晶ＡｌＮと六方晶Ｃｒ2Ｎが、立方晶ＡｌＣｒＮに変化したためと考えられる。 An example of the X-ray diffraction line pattern obtained by the X-ray diffraction method for the first mixed powder before the second step and after the second step is shown in FIG. In FIG. 3, (a) is an X-ray diffraction line pattern of the first mixed powder before the second step, and (b) is an X-ray diffraction line pattern of the first mixed powder after the second step. In (a), peaks of hexagonal AlN and hexagonal Cr 2 N can be observed. On the other hand, in (b), the peaks of hexagonal AlN and hexagonal Cr 2 N disappear, and the peak of cubic AlCrN can be observed instead. This is probably because the hexagonal AlN and hexagonal Cr 2 N in the first mixed powder changed to cubic AlCrN by performing the second step.
第１混合粉末が遷移金属元素を含む場合は、前記の圧力および温度で処理すると、一般式ＡｌAＣｒBＭCＮy（Ｍは遷移金属元素、Ａ＋Ｂ＋Ｃ＝１、０．７≦ｙ≦１）で表わされる固溶体を得ることができる。該固溶体は、窒素の量ｙが０．７≦ｙ≦１の範囲であり十分に含まれているため、立方晶の結晶構造を安定して維持することができる。 If the first mixed powder comprises a transition metal element, when treated with the pressure and temperature, the general formula Al A Cr B M C N y (M is a transition metal element, A + B + C = 1,0.7 ≦ y ≦ 1 ) Can be obtained. In the solid solution, the amount of nitrogen y is in the range of 0.7 ≦ y ≦ 1, and is sufficiently contained, so that the cubic crystal structure can be stably maintained.
次に、実施の形態１と同様の方法で第３工程および第４工程を行い、焼結体を得ることができる。 Next, a 3rd process and a 4th process are performed by the method similar to Embodiment 1, and a sintered compact can be obtained.
以下に、本発明を実施例を用いて詳細に説明するが、これらの実施例は例示的なものであり、本発明の範囲はこれに限定されるものではない。 Hereinafter, the present invention will be described in detail with reference to examples. However, these examples are illustrative, and the scope of the present invention is not limited thereto.
［実施例１−１〜１−５２］
（セラミックス粉末の作製）
表１の「組成（ｖｏｌ％）」欄に記載の割合となるようにＡｌとＣｒ、もしくはＴｉを混合した市販のターゲットを準備した。これをアークイオンプレーティング法により、表１に記載のガス流量、圧力、バイアス、アーク電流、基板温度の条件で高速度鋼基板の上に成膜した。次に高速度鋼基板から薄膜を剥がして回収し、ビーズミルで粒径０．５μｍ〜３μｍになるよう粉砕、混合処理して、均一に混合されたスラリーを作り、該スラリーを乾燥させることで混合粉末を準備した。
[Examples 1-1 to 1-52]
(Production of ceramic powder)
A commercially available target in which Al and Cr or Ti were mixed so as to have the ratio described in the “Composition (vol%)” column of Table 1 was prepared. This was formed on a high-speed steel substrate by the arc ion plating method under the conditions of gas flow rate, pressure, bias, arc current, and substrate temperature shown in Table 1. Next, the thin film is peeled off from the high-speed steel substrate and recovered, and pulverized and mixed to a particle size of 0.5 μm to 3 μm with a bead mill to form a uniformly mixed slurry, and then mixed by drying the slurry. A powder was prepared.
（セラミックス粉末の測定）
得られたセラミックス粉末について、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折法で分析すると、立方晶ＡｌＣｒＮに対応するＸ線回折線のピーク、六方晶ＡｌＮに対応するＸ線回折線のピーク、六方晶Ｃｒ2Ｎに対応するＸ線回折線のピークが同定された。さらに、実施例１−８では、添加物（ＴｉＮ）に対応するＸ線回折線のピークが同定された。
(Measurement of ceramic powder)
When the obtained ceramic powder is analyzed by the X-ray diffraction method using Cu-Kα ray, the peak of X-ray diffraction line corresponding to cubic AlCrN, the peak of X-ray diffraction line corresponding to hexagonal AlN, hexagonal crystal An X-ray diffraction peak corresponding to Cr 2 N was identified. Furthermore, in Example 1-8, the peak of the X-ray diffraction line corresponding to the additive (TiN) was identified.
次に、各結晶のＪＣＰＤＳ（Joint Committee on Powder Diffraction Standards）カードに記載される最も強い回折線強度を示す回折面のピークを用いて、各結晶のＸ線回折線のピーク強度の比（％）（以下、ＸＲＤ強度比ともいう）を算出した（表１の「合成後のＸＲＤ強度比」）。具体的な算出方法は、以下のとおりである。なお、立方晶ＡｌＣｒＮの（２００）面でのＸ線回折線のピーク強度をＩａ、六方晶ＡｌＮの（１００）面でのＸ線回折線のピーク強度をＩｂ、六方晶Ｃｒ2Ｎの（００２）面でのＸ線回折線のピーク強度をＩｃ、ＴｉＮの（２００）面でのＸ線回折線のピーク強度をＩｄ、ＴｉＣの（２００）面でのＸ線回折線のピーク強度をＩｅと示す。
立方晶ＡｌＣｒＮのＸＲＤ強度比（％）＝Ｉａ／（Ｉａ＋Ｉｂ＋（Ｉｃ／０．２１）＋Ｉｄ＋Ｉｅ）×１００
六方晶ＡｌＮのＸＲＤ強度比（％）＝Ｉｂ／（Ｉａ＋Ｉｂ＋（Ｉｃ／０．２１）＋Ｉｄ＋Ｉｅ）×１００
六方晶Ｃｒ2ＮのＸＲＤ強度比（％）＝（Ｉｃ／０．２１）／（Ｉａ＋Ｉｂ＋（Ｉｃ／０．２１）＋Ｉｄ＋Ｉｅ）×１００
ＴｉＮのＸＲＤ強度比（％）＝Ｉｄ／（Ｉａ＋Ｉｂ＋（Ｉｃ／０．２１）＋Ｉｄ＋Ｉｅ）×１００
ＴｉＣのＸＲＤ強度比（％）＝Ｉｅ／（Ｉａ＋Ｉｂ＋（Ｉｃ／０．２１）＋Ｉｄ＋Ｉｅ）×１００
また、立方晶ＡｌＣｒＮをＴＥＭ−ＥＤＸを用いて、ＡｌxＣｒ1-xＮy（０＜ｘ＜１、０．７≦ｙ≦１）で表わされる場合のＮの価数を測定した。結果を表１の「窒素量ｙ」欄に示す。
Next, the ratio of the peak intensity of the X-ray diffraction line of each crystal (%) using the peak of the diffraction surface showing the strongest diffraction line intensity described in the JCPDS (Joint Committee on Powder Diffraction Standards) card of each crystal. (Hereinafter, also referred to as XRD intensity ratio) was calculated ("post-synthesis XRD intensity ratio" in Table 1). A specific calculation method is as follows. The peak intensity of the X-ray diffraction line at the (200) plane of cubic AlCrN is Ia, the peak intensity of the X-ray diffraction line at the (100) plane of hexagonal AlN is Ib, and (002) of the hexagonal Cr 2 N (002). ), The peak intensity of the X-ray diffraction line on the (200) plane of TiN is Id, and the peak intensity of the X-ray diffraction line on the (200) plane of TiC is Ie. Show.
Cubic AlCrN XRD intensity ratio (%) = Ia / (Ia + Ib + (Ic / 0.21) + Id + Ie) × 100
Hexagonal AlN XRD intensity ratio (%) = Ib / (Ia + Ib + (Ic / 0.21) + Id + Ie) × 100
Hexagonal Cr 2 N XRD intensity ratio (%) = (Ic / 0.21) / (Ia + Ib + (Ic / 0.21) + Id + Ie) × 100
TiN XRD intensity ratio (%) = Id / (Ia + Ib + (Ic / 0.21) + Id + Ie) × 100
TiC XRD intensity ratio (%) = Ie / (Ia + Ib + (Ic / 0.21) + Id + Ie) × 100
Further, the valence of N was measured when cubic AlCrN was represented by Al x Cr 1-x N y (0 <x <1, 0.7 ≦ y ≦ 1) using TEM-EDX. The results are shown in the “nitrogen amount y” column of Table 1.
（焼結体の作製）
次にセラミックス粉末と結合材原料とをボールミルで混合して混合粉末を得た。混合粉末中の結合材原料の配合割合を、表１の「結合材量（ｖｏｌ％）」欄に示す。該混合粉末を乾燥させた後、タンタル製のカプセルに充填し、プレス機を用いて、表１に示す「焼結条件」欄に記載の圧力および温度で処理して焼結体を作製した。
(Production of sintered body)
Next, the ceramic powder and the binder material were mixed by a ball mill to obtain a mixed powder. The blending ratio of the binder material in the mixed powder is shown in the “Binder amount (vol%)” column of Table 1. After the mixed powder was dried, it was filled into a tantalum capsule and processed using a press at the pressure and temperature described in the column “Sintering conditions” shown in Table 1 to produce a sintered body.
（焼結体の測定）
得られた結晶体中の立方晶ＡｌＣｒＮを、ＴＥＭ−ＥＤＸを用いて、ＡｌxＣｒ1-xＮy（０＜ｘ＜１、０．７≦ｙ≦１）で表わされる場合の各元素の価数を測定した。結果を「立方晶ＡｌＣｒＮの価数」欄に示す。
(Measurement of sintered body)
Cubic AlCrN in the obtained crystal is expressed as Al x Cr 1-x N y (0 <x <1, 0.7 ≦ y ≦ 1) using TEM-EDX. The valence was measured. The results are shown in the “valence of cubic AlCrN” column.
（切削工具の作製）
得られた焼結体を、レーザにより切断して仕上げ加工し、先端ノーズＲ０．８ｍｍの切削工具を作製した。
(Manufacture of cutting tools)
The obtained sintered body was cut by laser and finished to produce a cutting tool having a tip nose R of 0.8 mm.
比較例として、超硬合金（組成：ＷＣ／Ｃｏ＝５０体積％／５０体積％、比較例１）またはアルミナセラミックス（組成：Ａｌ2Ｏ3／Ｙ2Ｏ3＝９５体積％／５体積％、比較例２）を用いて上記と同様の切削工具を作製した。 As a comparative example, cemented carbide (composition: WC / Co = 50 vol% / 50 vol%, comparative example 1) or alumina ceramic (composition: Al 2 O 3 / Y 2 O 3 = 95 vol% / 5 vol%, A cutting tool similar to the above was prepared using Comparative Example 2).
（切削試験）
得られた切削工具を用いて、以下の切削条件で鋼（Ｓ４５Ｃ）の切削試験を行い、１ｋｍ切削後の各切削工具の逃げ面の摩耗量（μｍ）を測定した。
切削速度：４００ｍ／ｍｉｎ．
切込み量：０．２ｍｍ
送り量：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
切削油：なし
結果を表１および表２に示す。
(Cutting test)
Using the obtained cutting tool, a cutting test of steel (S45C) was performed under the following cutting conditions, and the amount of wear (μm) of the flank of each cutting tool after cutting 1 km was measured.
Cutting speed: 400 m / min.
Cutting depth: 0.2mm
Feed amount: 0.1mm / rev
Cutting oil: none The results are shown in Tables 1 and 2.
（評価結果）
実施例１−１〜１−５２のセラミックス粒子は、セラミックス粒子中の立方晶ＡｌＣｒＮのＸＲＤ強度比（％）の値が、六方晶ＡｌＮのＸＲＤ強度比（％）×０．１の値および六方晶Ｃｒ2ＮのＸＲＤ強度比（％）×０．１の値よりも大きかった。なかでも、実施例１−３、１−４以外の実施例は、セラミックス粒子中の立方晶ＡｌＣｒＮのＸＲＤ強度比（％）の値が、六方晶ＡｌＮのＸＲＤ強度比（％）の値および六方晶Ｃｒ2ＮのＸＲＤ強度比（％）の値よりも大きかった。これは、立方晶ＡｌＣｒＮの（２００）面でのＸ線回折線ピーク強度が、六方晶ＡｌＮの（１００）面でのＸ線回折線ピーク強度、および六方晶Ｃｒ2Ｎの（００２）面でのＸ線回折線のピーク強度を０．２１で除算した値よりも大きいことを示している。実施例１−１〜１−５２のセラミックス粒子を用いて作製した焼結体からなる切削工具は、従来例である比較例１および２の切削工具よりも、耐摩耗性に優れていた。
(Evaluation results)
In the ceramic particles of Examples 1-1 to 1-52, the value of the XRD intensity ratio (%) of cubic AlCrN in the ceramic particles is equal to the value of XRD intensity ratio (%) of hexagonal AlN × 0.1 and hexagonal. It was larger than the value of XRD intensity ratio (%) × 0.1 of crystal Cr 2 N. In particular, in Examples other than Examples 1-3 and 1-4, the value of the XRD intensity ratio (%) of cubic AlCrN in the ceramic particles is the same as the value of the XRD intensity ratio (%) of hexagonal AlN and hexagonal. It was larger than the value of the XRD intensity ratio (%) of crystal Cr 2 N. This is because the peak intensity of the X-ray diffraction line in the (200) plane of cubic AlCrN is the peak intensity of the X-ray diffraction line in the (100) plane of hexagonal AlN and the (002) plane of hexagonal Cr 2 N. It shows that the peak intensity of the X-ray diffraction line is larger than the value obtained by dividing by 0.21. The cutting tool made of a sintered body produced using the ceramic particles of Examples 1-1 to 1-52 was superior in wear resistance to the cutting tools of Comparative Examples 1 and 2 which are conventional examples.
［実施例２−１〜２−６３］
（セラミックス粉末の作製）
市販の金属Ａｌ（平均粒径１μｍ）、金属Ｃｒ（平均粒径１０μｍ）、六方晶ＡｌＮ（平均粒径１μｍ）、六方晶Ｃｒ2Ｎ（平均粒径５μｍ）および添加物（平均粒径５μｍ）を表２の「組成（ｖｏｌ％）」欄に記載の割合となるように秤量した。これらをビーズミルで粉砕、混合処理して、均一に混合されたスラリーを作り、該スラリーを乾燥させることで混合粉末を準備した。
[Examples 2-1 to 2-63]
(Production of ceramic powder)
Commercially available metallic Al (average particle size 1 μm), metallic Cr (average particle size 10 μm), hexagonal AlN (average particle size 1 μm), hexagonal Cr 2 N (average particle size 5 μm) and additives (average particle size 5 μm) Were weighed so as to have the ratio described in the column “Composition (vol%)” in Table 2. These were pulverized and mixed with a bead mill to form a uniformly mixed slurry, and the slurry was dried to prepare a mixed powder.
次に、該混合粉末を窒素炉中で、表２に記載の窒素圧力および温度で燃焼合成、窒化処理してセラミックス粉末を作製した。 Next, the mixed powder was subjected to combustion synthesis and nitriding treatment at a nitrogen pressure and temperature shown in Table 2 in a nitrogen furnace to produce a ceramic powder.
（セラミックス粉末の測定）
得られたセラミックス粉末について、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折法で分析すると、立方晶ＡｌＣｒＮに対応するＸ線回折線のピーク、六方晶ＡｌＮに対応するＸ線回折線のピーク、六方晶Ｃｒ2Ｎに対応するＸ線回折線のピークが同定された。さらに、実施例２−８〜２−１２では、添加物（ＴｉＮ、ＴｉＣ）に対応するＸ線回折線のピークが同定された。
(Measurement of ceramic powder)
When the obtained ceramic powder is analyzed by the X-ray diffraction method using Cu-Kα ray, the peak of X-ray diffraction line corresponding to cubic AlCrN, the peak of X-ray diffraction line corresponding to hexagonal AlN, hexagonal crystal An X-ray diffraction peak corresponding to Cr 2 N was identified. Furthermore, in Examples 2-8 to 2-12, the peak of the X-ray diffraction line corresponding to the additive (TiN, TiC) was identified.
次に、実施例１で述べたのと同様の方法により、各結晶のＸＲＤ強度比を算出した（表２の「合成後のＸＲＤ強度比」）。 Next, the XRD intensity ratio of each crystal was calculated by the same method as described in Example 1 (“Synthetic XRD intensity ratio” in Table 2).
また、立方晶ＡｌＣｒＮをＴＥＭ−ＥＤＸを用いて、ＡｌxＣｒ1-xＮy（０＜ｘ＜１、０．７≦ｙ≦１）で表わされる場合のＮの価数を測定した。結果を表２の「窒素量ｙ」欄に示す。 Further, the valence of N was measured when cubic AlCrN was represented by Al x Cr 1-x N y (0 <x <1, 0.7 ≦ y ≦ 1) using TEM-EDX. The results are shown in the “nitrogen amount y” column of Table 2.
（焼結体の作製）
次にセラミックス粉末と結合材原料とをボールミルで混合して混合粉末を得た。混合粉末中の結合材原料の配合割合を、表２の「結合材量（ｖｏｌ％）」欄に示す。該混合粉末を乾燥させた後、タンタル製のカプセルに充填し、プレス機を用いて、表２に示す「焼結条件」欄に記載の圧力および温度で処理して焼結体を作製した。
(Production of sintered body)
Next, the ceramic powder and the binder material were mixed by a ball mill to obtain a mixed powder. The blending ratio of the binder material in the mixed powder is shown in the “Binder amount (vol%)” column of Table 2. After the mixed powder was dried, it was filled into a tantalum capsule and processed with a press at the pressure and temperature described in the column “Sintering conditions” shown in Table 2 to produce a sintered body.
（焼結体の測定）
得られた結晶体中の立方晶ＡｌＣｒＮを、ＴＥＭ−ＥＤＸを用いて、ＡｌxＣｒ1-xＮy（０＜ｘ＜１、０．７≦ｙ≦１）で表わされる場合の各元素の価数を測定した。結果を「立方晶ＡｌＣｒＮの価数」欄に示す。
(Measurement of sintered body)
Cubic AlCrN in the obtained crystal is expressed as Al x Cr 1-x N y (0 <x <1, 0.7 ≦ y ≦ 1) using TEM-EDX. The valence was measured. The results are shown in the “valence of cubic AlCrN” column.
（切削工具の作製）
得られた焼結体を、レーザにより切断して仕上げ加工し、先端ノーズＲ０．８ｍｍの切削工具を作製した。
(Manufacture of cutting tools)
The obtained sintered body was cut by laser and finished to produce a cutting tool having a tip nose R of 0.8 mm.
比較例として、超硬合金（組成：ＷＣ／Ｃｏ＝５０体積％／５０体積％、比較例１）またはアルミナセラミックス（組成：Ａｌ2Ｏ3／Ｙ2Ｏ3＝９５体積％／５体積％、比較例２）を用いて上記と同様の切削工具を作製した。 As a comparative example, cemented carbide (composition: WC / Co = 50 vol% / 50 vol%, comparative example 1) or alumina ceramic (composition: Al 2 O 3 / Y 2 O 3 = 95 vol% / 5 vol%, A cutting tool similar to the above was prepared using Comparative Example 2).
（切削試験）
得られた切削工具を用いて、以下の切削条件で鋼（Ｓ４５Ｃ）の切削試験を行い、１ｋｍ切削後の各切削工具の逃げ面の摩耗量（μｍ）を測定した。
切削速度：４００ｍ／ｍｉｎ．
切込み量：０．２ｍｍ
送り量：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
切削油：なし
結果を表３および表４に示す。
(Cutting test)
Using the obtained cutting tool, a cutting test of steel (S45C) was performed under the following cutting conditions, and the amount of wear (μm) of the flank of each cutting tool after cutting 1 km was measured.
Cutting speed: 400 m / min.
Cutting depth: 0.2mm
Feed amount: 0.1mm / rev
Cutting oil: none The results are shown in Tables 3 and 4.
（評価結果）
実施例２−１〜２−６３のセラミックス粒子は、セラミックス粒子中の立方晶ＡｌＣｒＮのＸＲＤ強度比（％）の値が、六方晶ＡｌＮのＸＲＤ強度比（％）×０．１の値および六方晶Ｃｒ2ＮのＸＲＤ強度比（％）×０．１の値よりも大きかった。なかでも、実施例２−３、２−４以外の実施例は、セラミックス粒子中の立方晶ＡｌＣｒＮのＸＲＤ強度比（％）の値が、六方晶ＡｌＮのＸＲＤ強度比（％）の値および六方晶Ｃｒ2ＮのＸＲＤ強度比（％）の値よりも大きかった。これは、立方晶ＡｌＣｒＮの（２００）面でのＸ線回折線ピーク強度が、六方晶ＡｌＮの（１００）面でのＸ線回折線ピーク強度および六方晶Ｃｒ2Ｎの（００２）面でのＸ線回折線のピーク強度を０．２１で除算した値よりも大きいことを示している。実施例２−１〜２−６３のセラミックス粒子を用いて作製した焼結体からなる切削工具は、従来例である比較例１および２の切削工具よりも、耐摩耗性に優れていた。
(Evaluation results)
In the ceramic particles of Examples 2-1 to 2-63, the value of the XRD intensity ratio (%) of cubic AlCrN in the ceramic particles is the value of XRD intensity ratio (%) of hexagonal AlN × 0.1 and hexagonal It was larger than the value of XRD intensity ratio (%) × 0.1 of crystal Cr 2 N. In particular, in Examples other than Examples 2-3 and 2-4, the value of XRD intensity ratio (%) of cubic AlCrN in ceramic particles is the value of XRD intensity ratio (%) of hexagonal AlN and hexagonal. It was larger than the value of the XRD intensity ratio (%) of crystal Cr 2 N. This is because the X-ray diffraction line peak intensity in the (200) plane of cubic AlCrN is the same as the X-ray diffraction line peak intensity in the (100) plane of hexagonal AlN and the (002) plane of hexagonal Cr 2 N. It shows that the peak intensity of the X-ray diffraction line is larger than the value divided by 0.21. The cutting tool which consists of a sintered compact produced using the ceramic particles of Examples 2-1 to 2-63 was superior in wear resistance to the cutting tools of Comparative Examples 1 and 2 which are conventional examples.
本発明による焼結体は、切削工具に広く利用することができ、長距離にわたって、被削材の表面に平滑な切削表面を形成することができる。特に、硬度の高い被削材、耐熱合金からなる被削材、鉄系材料を含む被削材を切削するための切削工具に好適に利用することができる。 The sintered body according to the present invention can be widely used for a cutting tool, and can form a smooth cutting surface on the surface of a work material over a long distance. In particular, it can be suitably used for a cutting tool for cutting a work material having high hardness, a work material made of a heat-resistant alloy, or a work material containing an iron-based material.
Claims (9)
前記セラミックス粉末は、
Ｘ線回折法による立方晶ＡｌＣｒＮの（１１１）面、（２００）面、（２２０）面および（３１１）面のそれぞれの面のＸ線回折線のピーク強度を
ＩＡｌＣｒＮ（１１１）／０．２０、
ＩＡｌＣｒＮ（２００）／０．７５、
ＩＡｌＣｒＮ（２２０）／０．４５、
ＩＡｌＣｒＮ（３１１）／０．１３、
と規格化したとき、他材料と重複しないピークの中で最大の値をＩＡｌＣｒＮとし、
Ｘ線回折法による六方晶ＡｌＮの（１００）面、（００２）、（１０１）面、（１０２）面および（１１０）面のそれぞれの面のＸ線回折線のピーク強度を
ＩｈＡｌＮ（１００）／１、
ＩｈＡｌＮ（００２）／０．６０、
ＩｈＡｌＮ（１０１）／０．８０、
ＩｈＡｌＮ（１０２）／０．２５、
ＩｈＡｌＮ（１１０）／０．４０、
と規格化したとき、他材料と重複しないピークの中で最大の値をＩｈＡｌＮとし、
Ｘ線回折法による六方晶Ｃｒ2Ｎの（１１０）面、（００２）面、（１１１）面、（１１２）面、（３００）面のそれぞれの面のＸ線回折線のピーク強度を
ＩｈＣｒ２Ｎ（１１０）／０．１５、
ＩｈＣｒ２Ｎ（００２）／０．２１、
ＩｈＣｒ２Ｎ（１１１）／１、
ＩｈＣｒ２Ｎ（１１２）／０．１９、
ＩｈＣｒ２Ｎ（３００）／０．１５、
と規格化したとき、他材料と重複しないピークの中で最大の値をＩｈＣｒ２Ｎとしたとき、
ＩＡｌＣｒＮ＞０．１×ＩｈＡｌＮ
かつ
ＩＡｌＣｒＮ＞０．１×ＩｈＣｒ２Ｎ
を満たす、焼結体。 A sintered body containing a ceramic powder containing aluminum, chromium and nitrogen,
The ceramic powder is
The peak intensity of the X-ray diffraction lines of each of the (111), (200), (220) and (311) planes of cubic AlCrN by X-ray diffraction is expressed as follows: I AlCrN (111) /0.20 ,
I AlCrN (200) /0.75,
I AlCrN (220) /0.45,
I AlCrN (311) /0.13,
And the maximum value among the peaks that do not overlap with other materials is I AlCrN ,
The peak intensities of the X-ray diffraction lines of the (100), (002), (101), (102) and (110) planes of hexagonal AlN by X-ray diffraction method are expressed as I hAlN (100) / 1,
I hAlN (002) /0.60,
I hAlN (101) /0.80,
I hAlN (102) /0.25,
I hAlN (110) /0.40,
The maximum value among the peaks that do not overlap with other materials is defined as IhAlN ,
The peak intensity of X-ray diffraction lines on the (110) plane, (002) plane, (111) plane, (112) plane, and (300) plane of hexagonal Cr 2 N by X-ray diffraction method is expressed as I hCr2N (110) /0.15,
I hCr2N (002) /0.21
I hCr2N (111) / 1,
I hCr2N (112) /0.19,
I hCr2N (300) /0.15,
When the maximum value among peaks not overlapping with other materials is IhCr2N ,
I AlCrN > 0.1 × I hAlN
And I AlCrN > 0.1 × I hCr2N
Satisfied, sintered body.
ＩＡｌＣｒＮ＞ＩｈＡｌＮ
かつ
ＩＡｌＣｒＮ＞ＩｈＣｒ２Ｎ
である、請求項１に記載の焼結体。 The intensity of the X-ray diffraction line is
I AlCrN > I hAlN
And
I AlCrN > I hCr2N
The sintered body according to claim 1, wherein
前記立方晶ＡｌＣｒＮが、一般式ＡｌxＣｒ1-xＮy（０＜ｘ＜１、０．７≦ｙ≦１）で表わされる、請求項１〜３のいずれか１項に記載の焼結体。 The ceramic powder includes cubic AlCrN,
The cubic AlCrN the general formula represented by Al x Cr 1-x N y (0 <x <1,0.7 ≦ y ≦ 1), sintering according to any one of claims 1 to 3 body.
前記遷移金属元素は、前記セラミックス粉末中に１ａｔ％以上３０ａｔ％以下の量で含まれ、
前記遷移金属元素は、前記立方晶ＡｌＣｒＮに固溶して、一般式ＡｌAＣｒBＭCＮy（Ｍは遷移金属元素、Ａ＋Ｂ＋Ｃ＝１、０．７≦ｙ≦１）で表わされる固溶体を形成している、請求項１〜４のいずれか１項に記載の焼結体。 The ceramic powder includes cubic AlCrN and at least one transition metal element selected from the group consisting of Group 4A element, Group 5A element and Group 6A element of the periodic table,
The transition metal element is contained in the ceramic powder in an amount of 1 at% or more and 30 at% or less,
Wherein the transition metal element, a solid solution to the cubic AlCrN, formulas Al A Cr B M C N y (M is a transition metal element, A + B + C = 1,0.7 ≦ y ≦ 1) a solid solution represented by The sintered body according to any one of claims 1 to 4, wherein the sintered body is formed.
前記結合材は、周期律表の第４Ａ族元素、第５Ａ族元素および第６Ａ族元素よりなる群から選ばれる少なくとも１種の遷移金属元素と、炭素、窒素および酸素よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とからなる少なくとも１種の結合材化合物、前記結合材化合物の固溶体、ならびに鉄、コバルト、ニッケル、チタンおよびアルミニウムよりなる群から選ばれる少なくとも１種の金属、前記金属間の化合物、立方晶窒化ホウ素よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含み、
前記結合材は、前記焼結体中に５体積％以上７０体積％以下の量で含まれる、請求項１〜５のいずれか１項に記載の焼結体。 A sintered body containing the ceramic powder and a binder,
The binder is at least one transition metal element selected from the group consisting of Group 4A elements, Group 5A elements and Group 6A elements of the periodic table, and at least selected from the group consisting of carbon, nitrogen and oxygen. At least one binder compound composed of one element, a solid solution of the binder compound, and at least one metal selected from the group consisting of iron, cobalt, nickel, titanium, and aluminum, a compound between the metals, Including at least one selected from the group consisting of cubic boron nitride,
The sintered body according to any one of claims 1 to 5, wherein the binder is included in the sintered body in an amount of 5% by volume to 70% by volume.
Ａｌ、Ｃｒ、ＡｌＮ、Ｃｒ２ＮおよびＣｒＮよりなる群から選ばれる少なくとも１つ以上をターゲットとし、アルゴンおよび窒素雰囲気中で基板上に薄膜を気相合成する工程と、
前記基板上から前記薄膜を取り出す工程と、
前記薄膜を粉砕してセラミックス粉末を得る工程とを含む、
焼結体の製造方法。 It is a manufacturing method of the sintered compact according to any one of claims 1 to 6,
Vapor phase synthesis of a thin film on a substrate in an argon and nitrogen atmosphere, targeting at least one selected from the group consisting of Al, Cr, AlN, Cr 2 N and CrN;
Removing the thin film from the substrate;
Crushing the thin film to obtain a ceramic powder,
A method for producing a sintered body.
Ａｌ、Ｃｒ、ＡｌＮ、Ｃｒ２ＮおよびＣｒＮよりなる群から選ばれる少なくとも１つ以上を混合して第１混合粉末を得る工程と、
前記第１混合粉末を、窒素雰囲気中で１０ｋＰａ以上１２ＭＰａ以下の圧力および６００℃以上３５００℃以下の温度で処理してセラミックス粉末を得る工程とを含む、
焼結体の製造方法。 It is a manufacturing method of the sintered compact according to any one of claims 1 to 6,
Mixing at least one selected from the group consisting of Al, Cr, AlN, Cr 2 N and CrN to obtain a first mixed powder;
Treating the first mixed powder at a pressure of 10 kPa to 12 MPa and a temperature of 600 ° C. to 3500 ° C. in a nitrogen atmosphere to obtain a ceramic powder.
A method for producing a sintered body.
前記第２混合粉末を、１０ｋＰａ以上１５ＧＰａ以下の圧力および８００℃以上１９００℃以下の温度で処理する工程とを含む、請求項７または８に記載の焼結体の製造方法。 A step of mixing the ceramic powder and the binder material to obtain a second mixed powder;
The manufacturing method of the sintered compact of Claim 7 or 8 including the process of processing the said 2nd mixed powder at the pressure of 10 kPa or more and 15 GPa or less and the temperature of 800 degreeC or more and 1900 degrees C or less.
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