JP2014185054A - セラミックス結晶粒子、セラミックス焼結体およびそれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】工具材料として用いた場合に、高硬度と高靭性を兼ね備え、耐摩耗性と耐欠損性に優れた工具を得ることのできる、セラミックス結晶粒子、セラミックス焼結体、および、それらの製造方法を提供すること。
【解決手段】本発明は、主として立方晶ＡｌＣｒＮを含む最外層と、主として六方晶ＡｌＮを含むコアとを有するセラミックス結晶粒子である。
【選択図】図１
【解決手段】本発明は、主として立方晶ＡｌＣｒＮを含む最外層と、主として六方晶ＡｌＮを含むコアとを有するセラミックス結晶粒子である。
【選択図】図１
Description
本発明は、セラミックス結晶粒子、セラミックス焼結体およびそれらの製造方法に関する。
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。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である。このために、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。
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。
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。
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」ともいう）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。
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。
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。
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。
特許文献４（特開２００２−１６０１２９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。
"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
本発明は、工具材料として用いた場合に、高硬度と高靭性を兼ね備え、耐摩耗性と耐欠損性に優れた工具を得ることのできる、セラミックス結晶粒子、セラミックス焼結体、および、それらの製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、主として立方晶ＡｌＣｒＮを含む最外層と、主として六方晶ＡｌＮを含むコアとを有するセラミックス結晶粒子である。
前記最外層中に含まれるアルミニウムの量の原子分率が、前記最外層中に含まれるアルミニウムおよびクロムの総量に対して、０．３５以上０．９９以下であることが好ましい。
前記立方晶ＡｌＣｒＮが、一般式ＡｌｘＣｒ１−ｘＮｙ（０＜ｘ＜１、０．７≦ｙ≦１）で表わされることが好ましい。
前記最外層は、さらに、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種の遷移金属元素を含むことが好ましい。
前記最外層の総量に対する前記遷移金属元素の総量は、１ａｔ％以上３０ａｔ％以下であることが好ましい。
前記最外層において、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。
また、本発明は、上記のセラミックス結晶粒子を用いて製造されるセラミックス焼結体にも関する。
また、本発明は、上記のセラミックス結晶粒子および結合材を用いて製造されるセラミックス焼結体にも関する。
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、
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、ならびに、
前記金属間の化合物よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含むことが好ましい。
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、
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、ならびに、
前記金属間の化合物よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含むことが好ましい。
前記セラミックス焼結体中の前記結合材の配合率は、５体積％以上６０体積％以下であることが好ましい。
また、本発明は、上記のセラミックス結晶粒子の製造方法であって、
六方晶ＡｌＮ粉末を撹拌しながら、コアとなる該六方晶ＡｌＮ粉末を構成する各粒子の表面に、主として立方晶ＡｌＣｒＮを含む最外層を気相合成する工程を含み、
前記気相合成において、ＡｌおよびＡｌＮよりなる群から選ばれる少なくとも１種と、Ｃｒ、Ｃｒ２ＮおよびＣｒＮよりなる群から選ばれる少なくとも１種とを混合してなるターゲットを用いる、製造方法にも関する。
六方晶ＡｌＮ粉末を撹拌しながら、コアとなる該六方晶ＡｌＮ粉末を構成する各粒子の表面に、主として立方晶ＡｌＣｒＮを含む最外層を気相合成する工程を含み、
前記気相合成において、ＡｌおよびＡｌＮよりなる群から選ばれる少なくとも１種と、Ｃｒ、Ｃｒ２ＮおよびＣｒＮよりなる群から選ばれる少なくとも１種とを混合してなるターゲットを用いる、製造方法にも関する。
前記気相合成は、アルゴンおよび窒素からなる混合ガス雰囲気中で実施されることが好ましい。
また、本発明は、上記のセラミックス結晶粒子の製造方法であって、
Ａｌ粉末およびＡｌＮ粉末よりなる群から選ばれる少なくとも１種と、Ｃｒ粉末、Ｃｒ２Ｎ粉末およびＣｒＮ粉末よりなる群から選ばれる少なくとも１種とを混合して第１混合粉末を得る工程と、
前記第１混合粉末を加熱加圧処理する工程とを含む、製造方法にも関する。
Ａｌ粉末およびＡｌＮ粉末よりなる群から選ばれる少なくとも１種と、Ｃｒ粉末、Ｃｒ２Ｎ粉末およびＣｒＮ粉末よりなる群から選ばれる少なくとも１種とを混合して第１混合粉末を得る工程と、
前記第１混合粉末を加熱加圧処理する工程とを含む、製造方法にも関する。
前記加熱加圧処理は窒素雰囲気中で実施されることが好ましい。
前記加熱加圧処理は、１０ｋＰａ以上１２ＭＰａ以下の圧力下および６００℃以上３５００℃以下の温度で実施されることが好ましい。
前記加熱加圧処理は、１０ｋＰａ以上１２ＭＰａ以下の圧力下および６００℃以上３５００℃以下の温度で実施されることが好ましい。
また、本発明は、上記のセラミックス焼結体の製造方法であって、
前記セラミックス結晶粒子と前記結合材とを混合して第２混合粉末を得る工程と、
前記第２混合粉末を加熱加圧処理する工程とを含む、製造方法にも関する。
前記セラミックス結晶粒子と前記結合材とを混合して第２混合粉末を得る工程と、
前記第２混合粉末を加熱加圧処理する工程とを含む、製造方法にも関する。
前記加熱加圧処理は、非酸化雰囲気中で実施されることが好ましい。
前記加熱加圧処理は、１０ｋＰａ以上１５ＧＰａ以下の圧力および８００℃以上１９００℃以下の温度で実施されることが好ましい。
前記加熱加圧処理は、１０ｋＰａ以上１５ＧＰａ以下の圧力および８００℃以上１９００℃以下の温度で実施されることが好ましい。
本発明のセラミックス結晶粒子またはセラミックス焼結体を工具材料等として用いることにより、高硬度と高靭性を兼ね備え、耐摩耗性と耐欠損性に優れた工具等を得ることができる。
＜セラミックス結晶粒子＞
本発明のセラミックス結晶粒子は、主として立方晶ＡｌＣｒＮを含む最外層と、主として六方晶ＡｌＮを含むコアとを有することを特徴とする。
本発明のセラミックス結晶粒子は、主として立方晶ＡｌＣｒＮを含む最外層と、主として六方晶ＡｌＮを含むコアとを有することを特徴とする。
実際に、本発明のセラミックス結晶粒子の一例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と六方晶ＡｌＮの複合粒子を確認することができる。更に該立方晶ＡｌＣｒＮ、六方晶ＡｌＮの複合粒子の外周部（最外層）の位置１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２．３６オングストローム、２．０４オングストローム、１．４４オングストロームとなる。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、および上記の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。
更に、該立方晶ＡｌＣｒＮ、六方晶ＡｌＮの複合粒子の内部（コア）の位置２（図１参照）の電子線回折像（ＴＥＤ）を図３に示す。図３に示されるＴＥＤには、点状の配列パターンが見られる。この格子の距離から面間隔を算出すると、ｄ＝２．６９オングストロームとなり、六方晶ＡｌＮの（１００）面の面間隔に由来することが分かる。
このことは、立方晶および六方晶の回折像で結像したＴＥＭ像（図４〜図６）からも分かる。図４に、全ての電子線回折像を用いて結像したＴＥＭ像を示す。図５に示す立方晶ＡｌＣｒＮの（２２０）回折波で結像したＴＥＭでは、複合粒子（本発明のセラミックス結晶粒子）の外周部に像が存在し、図６に示す六方晶ＡｌＮの（１００）回折波で結像したＴＥＭでは、複合粒子の内部に像が存在した。
立方晶ＡｌＣｒＮは、高硬度で耐酸化性、耐溶着性に優れているという特徴があるが、低靭性であるという問題があった。本発明のセラミックス結晶粒子（複合粒子）は、最外層に立方晶ＡｌＣｒＮが存在するだけでなく、内部（コア）に高靭性の六方晶ＡｌＮが存在することにより、高硬度と高靭性を兼ね備え、耐摩耗性と耐欠損性に優れたコアシェル構造の硬質粒子となる。
セラミックス結晶粒子の最外層中に含まれるアルミニウムの量の原子分率が、前記最外層中に含まれるアルミニウムおよびクロムの総量に対して、０．３５以上０．９９以下であることが好ましく、０．５０以上０．９２以下であることがより好ましい。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、セラミックス結晶粒子中の最外層中に含まれるアルミニウムの原子分率が０．３５以上であると、セラミックス結晶粒子の硬度が大きくなる。このようなセラミックス結晶粒子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。
上記立方晶ＡｌＣｒＮは、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。上記ｙの値は、さらに０．９≦ｙ≦１．０の範囲であることがより好ましい。また、上記の立方晶ＡｌＣｒＮのＸ線回折強度が維持される範囲内で、一部の窒素を酸素で置換してたＡｌＣｒＯＮとしてもよい。このように事前に酸化させた組成にすることで、結晶や焼結体として耐熱性および耐酸化性が増強する。酸素の範囲としては窒素以下であることが望ましい。
また、セラミックス結晶粒子の最外層は、立方晶ＡｌＣｒＮ以外に、さらに周期律表の第４Ａ族元素、第５Ａ族元素、第６Ａ族元素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」としては、チタン、ジルコニウム、ハフニウムなどが挙げられる。「周期律表の第５Ａ族元素」としては、バナジウム、ニオブ、タンタルなどが挙げられる。「周期律表の第６Ａ族元素」としては、クロム、モリブデン、タングステンなどが挙げられる。上記遷移金属元素を含むセラミックス結晶粒子は優れた耐摩耗性を有し、工具材料として用いた場合、より優れた耐摩耗性を工具に付与することができる。
遷移金属元素の総量は、セラミックス結晶粒子の最外層の総量に対して１ａｔ％以上３０ａｔ％以下であることが好ましい。この場合、セラミックス結晶粒子中の立方晶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、セラミックス結晶粒子の耐摩耗性が良好になる。
最外層において、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ことが好ましい。窒素量が少ない場合、金属的性質を持ち始めると共に、立方晶の維持が困難になり六方晶になりやすく低硬度になるためである。
＜セラミックス結晶粒子の製造方法＞
［第１の実施形態］
第１の実施形態のセラミックス結晶粒子の製造方法は、上記のセラミックス結晶粒子を製造するための方法であって、
六方晶ＡｌＮ粉末を撹拌しながら、該六方晶ＡｌＮ粉末を構成する各粒子の表面に、主として立方晶ＡｌＣｒＮを含む最外層を気相合成する工程を含み、
前記気相合成において、ＡｌおよびＡｌＮよりなる群から選ばれる少なくとも１種と、Ｃｒ、Ｃｒ２ＮおよびＣｒＮよりなる群から選ばれる少なくとも１種とを混合してなるターゲットを用いることを特徴とする。以下、詳細について説明する。
［第１の実施形態］
第１の実施形態のセラミックス結晶粒子の製造方法は、上記のセラミックス結晶粒子を製造するための方法であって、
六方晶ＡｌＮ粉末を撹拌しながら、該六方晶ＡｌＮ粉末を構成する各粒子の表面に、主として立方晶ＡｌＣｒＮを含む最外層を気相合成する工程を含み、
前記気相合成において、ＡｌおよびＡｌＮよりなる群から選ばれる少なくとも１種と、Ｃｒ、Ｃｒ２ＮおよびＣｒＮよりなる群から選ばれる少なくとも１種とを混合してなるターゲットを用いることを特徴とする。以下、詳細について説明する。
まず、ＡｌおよびＡｌＮよりなる群から選ばれる少なくとも１種と、Ｃｒ、Ｃｒ２ＮおよびＣｒＮよりなる群から選ばれる少なくとも１種とを混合してなるターゲット（アーク電源の陰極）を準備する。ここで、ターゲット中に含まれるアルミニウムの量の原子分率が、該ターゲット中に含まれるアルミニウムおよびクロムの総量に対して、０．３５以上０．９９以下であることが好ましい。これにより、セラミックス結晶粒子の最外層中に含まれるアルミニウムの量の原子分率が、前記最外層中に含まれるアルミニウムおよびクロムの総量に対して、０．３５以上０．９９以下とすることができる。
このようなターゲットを用いた気相合成は、アークイオンプレーティングや直流スパッタリングなどにより実施される。気相合成に用いるプロセスガスとしては、例えば、Ａｒガス、Ｎ２ガス、ＡｒおよびＮ２の混合ガスが挙げられるが、ＡｒガスおよびＮ２ガスの混合ガスを用いることが好ましい。アーク電流は１０〜３００Ａ、バイアス電圧は１０〜５００Ｖ、Ｎ２ガス圧力は０．１〜３０Ｐａなどの範囲とする。
さらに、六方晶ＡｌＮ粉末を撹拌しながら１００〜５００℃に加熱し、該六方晶ＡｌＮ粉末を構成する各粒子の表面に上記の気相合成を行う。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。
この際に、本来六方晶が安定な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ＡｌＣｒＮへの変化を促進することができる。
上記の圧力、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、六方晶ＡｌＮ粉末（コア）の表面に得ることができる。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。
ターゲット中には、上記のＡｌ、Ｃｒ、ＡｌＮ、Ｃｒ２Ｎ、ＣｒＮ以外に、さらに遷移金属元素が混合されていてもよい。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族元素である。ここで、「周期律表の第４Ａ族元素」としては、チタン、ジルコニウム、ハフニウムなどが挙げられる。「周期律表の第５Ａ族元素」としては、バナジウム、ニオブ、タンタルなどが挙げられる。「周期律表の第６Ａ族元素」としては、クロム、モリブデン、タングステンなどが挙げられる。
上記遷移金属元素は、ＡｌＮの立方晶化を促進するため、セラミックス結晶粒子を強靭化するという効果を発揮する。更に、特に４族のチタン、ジルコニウム、ハフニウムは鉄に対して優れた耐反応摩耗特性を発揮する。したがって、上記遷移金属元素を含むセラミックス結晶粒子は優れた耐摩耗性を有することができる。
上記遷移金属元素は、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。これにより、セラミックス結晶粒子の最外層の総量に対する遷移金属元素の総量を、１ａｔ％以上３０ａｔ％以下とすることができる。
ターゲットが遷移金属元素を含む場合は、上記の圧力、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。
［第２の実施形態］
第２の実施形態のセラミックス結晶粒子の製造方法は、上記のセラミックス結晶粒子を製造するための方法である点で、第１の実施形態と同様であるが、
Ａｌ粉末およびＡｌＮ粉末よりなる群から選ばれる少なくとも１種と、Ｃｒ粉末、Ｃｒ２Ｎ粉末およびＣｒＮ粉末よりなる群から選ばれる少なくとも１種とを混合して第１混合粉末を得る工程（以下、「第１工程」ともいう）と、第１混合粉末を加熱加圧処理する工程（以下、「第２工程」ともいう）とを含む点で、第１の実施形態とは異なる。
第２の実施形態のセラミックス結晶粒子の製造方法は、上記のセラミックス結晶粒子を製造するための方法である点で、第１の実施形態と同様であるが、
Ａｌ粉末およびＡｌＮ粉末よりなる群から選ばれる少なくとも１種と、Ｃｒ粉末、Ｃｒ２Ｎ粉末およびＣｒＮ粉末よりなる群から選ばれる少なくとも１種とを混合して第１混合粉末を得る工程（以下、「第１工程」ともいう）と、第１混合粉末を加熱加圧処理する工程（以下、「第２工程」ともいう）とを含む点で、第１の実施形態とは異なる。
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。
本発明者らは、Ａｌ粉末およびＡｌＮ粉末よりなる群から選ばれる少なくとも１種と、Ｃｒ粉末、Ｃｒ２Ｎ粉末およびＣｒＮ粉末よりなる群から選ばれる少なくとも１種とを混合した後に、窒化して立方晶ＣｒＮを合成すると、ＡｌおよびＡｌＮ（六方晶ＡｌＮ）も外周部から立方晶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。以下、本実施形態の一例について詳細に説明する。
（第１工程）
まず、Ａｌ粉末、Ｃｒ粉末、ＡｌＮ（六方晶ＡｌＮ）粉末、Ｃｒ２Ｎ（六方晶Ｃｒ２Ｎ）粉末およびＣｒＮ粉末を混合して第１混合粉末を得る。
まず、Ａｌ粉末、Ｃｒ粉末、ＡｌＮ（六方晶ＡｌＮ）粉末、Ｃｒ２Ｎ（六方晶Ｃｒ２Ｎ）粉末およびＣｒＮ粉末を混合して第１混合粉末を得る。
上記Ａｌ粉末、Ｃｒ粉末、ＡｌＮ粉末、Ｃｒ２Ｎ粉末、ＣｒＮ粉末は、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、「平均粒径が２μｍ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２μｍ未満であることを意味する。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、ＡｌとＣｒと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の外周部における立方晶化、ＡｌＣｒＮ固溶体の立方晶化を促進することができる。
上記立方晶ＡｌＮと上記立方晶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上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。これにより、セラミックス結晶粒子の最外層中に含まれるアルミニウムの量の原子分率が、前記最外層中に含まれるアルミニウムおよびクロムの総量に対して、０．３５以上０．９９以下とすることができる。
本発明のセラミックス結晶粒子は、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上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。
第１工程において、Ａｌ粉末、Ｃｒ粉末、ＡｌＮ（六方晶ＡｌＮ）粉末、Ｃｒ2Ｎ（六方晶Ｃｒ2Ｎ）粉末およびＣｒＮ粉末以外にも、さらに遷移金属元素の粉末を混合してもよい。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族元素である。「周期律表の第４Ａ族元素」としては、チタン、ジルコニウム、ハフニウムなどが挙げられる。「周期律表の第５Ａ族元素」としては、バナジウム、ニオブ、タンタルなどが挙げられる。「周期律表の第６Ａ族元素」としては、クロム、モリブデン、タングステンなどが挙げられる。
上記遷移金属元素は、ＡｌＮの立方晶化を促進するため、セラミックス結晶粒子を強靭化するという効果を発揮する。更に、特に４族のチタン、ジルコニウム、ハフニウムは鉄に対して優れた耐反応摩耗特性を発揮する。したがって、上記遷移金属元素を含むセラミックス結晶粒子は優れた耐摩耗性を有することができる。
上記遷移金属元素は、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。これにより、セラミックス結晶粒子の最外層の総量に対する遷移金属元素の総量を、１ａｔ％以上３０ａｔ％以下とすることができる。
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。
（第２工程）
次に、上記第１混合粉末を、所定圧力および所定温度で加熱加圧処理する。
次に、上記第１混合粉末を、所定圧力および所定温度で加熱加圧処理する。
加熱加圧処理は、窒素雰囲気下で行うことが好ましい。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、上記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により、立方晶ＡｌＣｒＮを安定的に得られ易くなる。加熱は、外部ヒーター等を用いて行ってもよく、Ａｌ、Ｃｒ、ＴｉもしくはＡｌＣｒ合金などの金属の自己燃焼熱を利用して行っても良い。
加熱加圧処理の圧力は、好ましくは１０ｋＰａ以上１２ＭＰａ以下であり、より好ましくは５ＭＰａ以上２０ＭＰａ以下の圧力である。加熱加圧処理の温度は、好ましくは６００℃以上３５００℃以下であり、より好ましくは１２００℃以上３０００℃以下である。温度を高温にすることで、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。加熱加圧処理に用いる装置としては、例えば、熱間等方加圧（ＨＩＰ）などの加圧炉や、加圧燃焼合成炉を用いることができる。
上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。
第２工程前と第２工程後の第１混合粉末の一例について、Ｘ線回折法により得られたＸ線回折線パターンを図７に示す。図７中、実線は第２工程前の第１混合粉末のＸ線回折線パターン、点線は第２工程後の第１混合粉末のＸ線回折線パターンである。第２工程前のパターン（実線）には、六方晶ＡｌＮと六方晶Ｃｒ２Ｎのピークが観察できる。一方、第２工程後のパターン（点線）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ＡｌＮと立方晶ＣｒＮ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ＡｌＮと立方晶ＣｒＮに変化したためと考えられる。
第１混合粉末が遷移金属元素を含む場合は、上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。
＜セラミックス焼結体＞
本発明のセラミックス焼結体は、上記セラミックス結晶粒子を用いて製造され、好ましくは、上記セラミックス結晶粒子と結合材とを用いて製造される。
本発明のセラミックス焼結体は、上記セラミックス結晶粒子を用いて製造され、好ましくは、上記セラミックス結晶粒子と結合材とを用いて製造される。
結合材は、結合材化合物、該結合材化合物の固溶体、所定の金属、および、該金属間の化合物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、セラミックス結晶粒子との親和性が高いため、セラミックス結晶粒子と混合して焼結すると、耐摩耗性および耐欠損性に優れたセラミックス焼結体を得ることができる。
上記結合材化合物は、周期律表の第４Ａ族元素、第５Ａ族元素、第６Ａ族元素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」としては、チタン、ジルコニウム、ハフニウムなどが挙げられる。「周期律表の第５Ａ族元素」としては、バナジウム、ニオブ、タンタルなどが挙げられる。「周期律表の第６Ａ族元素」としては、クロム、モリブデン、タングステンなどが挙げられる。
具体的な結合材化合物としては、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）、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）が挙げられる。
上記所定の金属は、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。これらの金属間の化合物としては、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。
上記結合材は、上記セラミックス焼結体中に５体積％以上６０体積％以下の量で含まれることが好ましい。この場合、セラミックス焼結体は優れた耐摩耗性および耐欠損性を有することができる。より好ましくは、結合材は、セラミックス焼結体中に３０体積％以上５０体積％以下の量で含まれる。なお、セラミックス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。
＜セラミックス焼結体の製造方法＞
本発明の一実施の形態において、セラミックス焼結体の製造方法は、
セラミックス結晶粒子と結合材とを混合して第２混合粉末を得る工程（以下、「第３工程」ともいう）と、
第２混合粉末を加熱加圧処理する工程（以下、「第４工程」ともいう）とを含む。以下、本発明のセラミックス焼結体の製造方法の一例について説明する。
本発明の一実施の形態において、セラミックス焼結体の製造方法は、
セラミックス結晶粒子と結合材とを混合して第２混合粉末を得る工程（以下、「第３工程」ともいう）と、
第２混合粉末を加熱加圧処理する工程（以下、「第４工程」ともいう）とを含む。以下、本発明のセラミックス焼結体の製造方法の一例について説明する。
（第３工程）
本工程では、セラミックス結晶粒子と結合材とを混合して第２混合粉末を得る。結合材としては、上述のセラミックス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。
本工程では、セラミックス結晶粒子と結合材とを混合して第２混合粉末を得る。結合材としては、上述のセラミックス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。
上記セラミックス結晶粒子と上記結合材の粉末は、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。なお、平均粒径は、上記第１工程に示したのと同様の方法で測定した値である。
結合材は、第２混合粉末中に５体積％以上６０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。これにより、セラミックス焼結体中の結合材の配合率を、５体積％以上６０体積％以下とすることができる。
第２混合粉末は、たとえばセラミックス結晶粒子と結合材の粉末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。
（第４工程）
次に、上記第２混合粉末を１０ｋＰａ以上１５ＧＰａ以下の圧力および８００℃以上１９００℃以下の温度で加熱加圧処理して、焼結体を得る。第４工程は、非酸化雰囲気中で実施されることが好ましく、特に真空中、または窒素雰囲気下で実施されることが好ましい。焼結方法としては、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。
次に、上記第２混合粉末を１０ｋＰａ以上１５ＧＰａ以下の圧力および８００℃以上１９００℃以下の温度で加熱加圧処理して、焼結体を得る。第４工程は、非酸化雰囲気中で実施されることが好ましく、特に真空中、または窒素雰囲気下で実施されることが好ましい。焼結方法としては、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。
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。
［実施例１−１〜１−５０］
（セラミックス結晶粒子の作製）
本実施例では、粒径０．５μｍの六方晶ＡｌＮ粉末を用意し、アークイオンプレーティングにより、この六方晶ＡｌＮ粉末の表面に、立方晶ＡｌＣｒＮを主成分とするコーティング膜（最外層）を形成した。
（セラミックス結晶粒子の作製）
本実施例では、粒径０．５μｍの六方晶ＡｌＮ粉末を用意し、アークイオンプレーティングにより、この六方晶ＡｌＮ粉末の表面に、立方晶ＡｌＣｒＮを主成分とするコーティング膜（最外層）を形成した。
アークイオンプレーティングに用いるターゲット（アーク電源の陰極）としては、表１〜３の「原料の組成（ｖｏｌ％）」欄に記載の割合となるようにＡｌおよびＣｒ、もしくは、Ａｌ、ＣｒおよびＴｉを混合してなる市販のターゲットを用いた。窒素雰囲気中で圧力２Ｐａ、温度４００℃、バイアス電圧１１０Ｖ、表１〜３に記載のアーク電流の条件で、上記粒径０．５μｍの六方晶ＡｌＮ粉末を撹拌しながら、その表面にコーティング膜を成膜した。
（セラミックス結晶粒子の測定）
得られたセラミックス結晶粒子について、ＴＥＭを用いた電子線回折法で分析すると、セラミックス結晶粒子の中心部に六方晶ＡｌＮが存在し、外周部に立方晶ＡｌＣｒＮが存在することが分かった。結果を表１〜３の「セラミックス結晶粒子のＸ線回折強度比（％）」欄に示す。なお、実施例１−５では、遷移金属元素の窒化物（ＴｉＮ）に対応するＸ線回折線のピークが同定された。
得られたセラミックス結晶粒子について、ＴＥＭを用いた電子線回折法で分析すると、セラミックス結晶粒子の中心部に六方晶ＡｌＮが存在し、外周部に立方晶ＡｌＣｒＮが存在することが分かった。結果を表１〜３の「セラミックス結晶粒子のＸ線回折強度比（％）」欄に示す。なお、実施例１−５では、遷移金属元素の窒化物（ＴｉＮ）に対応するＸ線回折線のピークが同定された。
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１〜３の「ＡｌＣｒＮの窒素比率ｙ」欄に示す。
（焼結体の作製）
次に、セラミックス結晶粒子と結合材の粉末とをボールミルで混合して混合粉末を得た。各実施例で用いた結合材の種類および混合粉末中の結合材の量（ｖｏｌ％）を表１〜３の「結合材」の欄に示す。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、圧力５０００ＭＰａ、温度１３００℃の焼結条件で、加熱加圧処理し、焼結体を作製した。
次に、セラミックス結晶粒子と結合材の粉末とをボールミルで混合して混合粉末を得た。各実施例で用いた結合材の種類および混合粉末中の結合材の量（ｖｏｌ％）を表１〜３の「結合材」の欄に示す。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、圧力５０００ＭＰａ、温度１３００℃の焼結条件で、加熱加圧処理し、焼結体を作製した。
（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。結果を表１〜３の「立方晶ＡｌＣｒＮの価数」欄に示す。また、透過電子線回折により、焼結体中のセラミックス結晶粒子が、六方晶ＡｌＮの外周に立方晶ＡｌＣｒＮが存在するコアシェル構造となっていることを確認した。
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。結果を表１〜３の「立方晶ＡｌＣｒＮの価数」欄に示す。また、透過電子線回折により、焼結体中のセラミックス結晶粒子が、六方晶ＡｌＮの外周に立方晶ＡｌＣｒＮが存在するコアシェル構造となっていることを確認した。
（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。
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。
［比較例１、２］
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）を用いて上記実施例と同様の切削工具を作製した。
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）を用いて上記実施例と同様の切削工具を作製した。
＜切削試験１＞
上記実施例１−１〜１−５０および比較例１、２で得られた切削工具について、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。
上記実施例１−１〜１−５０および比較例１、２で得られた切削工具について、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
測定の結果を表１〜３に示す。
切込み量：０．２ｍｍ
送り量：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
切削油：なし
測定の結果を表１〜３に示す。
表１〜３に示す結果から分かるように、実施例１−１〜１−５０のセラミックス焼結体は、セラミックス結晶粒子の中心部（コア）に六方晶ＡｌＮを有し、外周部（シェル、最外層）に立方晶ＡｌＣｒＮを有するコアシェル構造となっていた。また、実施例１−１〜１−５０のセラミックス結晶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。
［実施例２−１〜２−６３］
市販の金属Ａｌ粉末（平均粒径１μｍ）、金属Ｃｒ粉末（平均粒径１０μｍ）、六方晶ＡｌＮ粉末（平均粒径１μｍ）、六方晶Ｃｒ２Ｎ粉末（平均粒径５μｍ）および遷移金属元素からなる粉末（平均粒径５μｍ）を表４〜７の「原料の組成（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。
市販の金属Ａｌ粉末（平均粒径１μｍ）、金属Ｃｒ粉末（平均粒径１０μｍ）、六方晶ＡｌＮ粉末（平均粒径１μｍ）、六方晶Ｃｒ２Ｎ粉末（平均粒径５μｍ）および遷移金属元素からなる粉末（平均粒径５μｍ）を表４〜７の「原料の組成（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。
次に、該混合粉末を窒素炉中で、表４〜７の「処理条件」欄に記載の窒素圧力および温度で加熱加圧処理して、セラミックス結晶粒子を作製した。
（セラミックス結晶粒子の測定）
得られたセラミックス結晶粒子について、ＴＥＭを用いた電子線回折法で分析すると、セラミックス結晶粒子の中心部に六方晶ＡｌＮが存在し、外周部に立方晶ＡｌＣｒＮが存在することが分かった。さらに、実施例２−６〜２−１０では、遷移金属元素の窒化物及び炭化物（ＴｉＮ、ＴｉＣ）に対応するＸ線回折線のピークが同定された。
得られたセラミックス結晶粒子について、ＴＥＭを用いた電子線回折法で分析すると、セラミックス結晶粒子の中心部に六方晶ＡｌＮが存在し、外周部に立方晶ＡｌＣｒＮが存在することが分かった。さらに、実施例２−６〜２−１０では、遷移金属元素の窒化物及び炭化物（ＴｉＮ、ＴｉＣ）に対応するＸ線回折線のピークが同定された。
次に、実施例１−１〜１−５０と同様の方法により、各結晶のＸＲＤ強度比を算出した。
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４〜７の「ＡｌＣｒＮの窒素比率ｙ」欄に示す。
（焼結体の作製）
次にセラミックス結晶粒子と結合材の粉末とをボールミルで混合して混合粉末を得た。各実施例で用いた結合材の種類および混合粉末中の結合材の量（ｖｏｌ％）を表４〜７の「結合材」の欄に示す。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４〜７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。
次にセラミックス結晶粒子と結合材の粉末とをボールミルで混合して混合粉末を得た。各実施例で用いた結合材の種類および混合粉末中の結合材の量（ｖｏｌ％）を表４〜７の「結合材」の欄に示す。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４〜７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。
（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。結果を表４〜７の「立方晶ＡｌＣｒＮの価数」欄に示す。また、透過電子線回折により、焼結体中のセラミックス結晶粒子が、六方晶ＡｌＮの外周に立方晶ＡｌＣｒＮが存在するコアシェル構造となっていることを確認した。
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。結果を表４〜７の「立方晶ＡｌＣｒＮの価数」欄に示す。また、透過電子線回折により、焼結体中のセラミックス結晶粒子が、六方晶ＡｌＮの外周に立方晶ＡｌＣｒＮが存在するコアシェル構造となっていることを確認した。
（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。
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。
＜切削試験２＞
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。
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
測定の結果を表４〜７に示す。
切込み量：０．２ｍｍ
送り量：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
切削油：なし
測定の結果を表４〜７に示す。
表４〜７に示す結果から分かるように、実施例２−１〜２−６３のセラミックス焼結体は、セラミックス結晶粒子の中心部（コア）に六方晶ＡｌＮを有し、外周部（シェル）に立方晶ＡｌＣｒＮを有するコアシェル構造となっていた。また、実施例２−１〜２−６３のセラミックス結晶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（比較例については表３参照）。
今回開示された実施形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は、上記した説明でなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内のすべての変更が含まれることが意図される。
本発明のセラミックス結晶粒子およびセラミックス焼結体は、工具材料等として広く利用することができ、切削工具に用いた場合は、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。
１ 外周部（最外層）の位置、２ 内部（コア）の位置。
Claims (18)
- 主として立方晶ＡｌＣｒＮを含む最外層と、主として六方晶ＡｌＮを含むコアとを有するセラミックス結晶粒子。
- 前記最外層中に含まれるアルミニウムの量の原子分率が、前記最外層中に含まれるアルミニウムおよびクロムの総量に対して、０．３５以上０．９９以下である、請求項１に記載のセラミックス結晶粒子。
- 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または２に記載のセラミックス結晶粒子。
- 前記最外層は、さらに、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種の遷移金属元素を含む、請求項１〜３のいずれか１項に記載のセラミックス結晶粒子。
- 前記最外層の総量に対する前記遷移金属元素の総量は、１ａｔ％以上３０ａｔ％以下である、請求項４に記載のセラミックス結晶粒子。
- 前記最外層において、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４または５に記載のセラミックス結晶粒子。
- 請求項１〜６のいずれか１項に記載のセラミックス結晶粒子を含むセラミックス焼結体。
- さらに結合材を含む、請求項７に記載のセラミックス焼結体。
- 前記結合材は、
周期律表の第４Ａ族元素、第５Ａ族元素、第６Ａ族元素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、
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、ならびに、
前記金属間の化合物よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含む、
請求項８に記載のセラミックス焼結体。 - 前記セラミックス焼結体中の前記結合材の配合率は、５体積％以上６０体積％以下である、請求項８または９に記載のセラミックス焼結体。
- 請求項１〜６のいずれか１項に記載のセラミックス結晶粒子の製造方法であって、
六方晶ＡｌＮ粉末を撹拌しながら、該六方晶ＡｌＮ粉末を構成する各粒子の表面に、前記最外層を気相合成する工程を含み、
前記気相合成において、ＡｌおよびＡｌＮよりなる群から選ばれる少なくとも１種と、Ｃｒ、Ｃｒ２ＮおよびＣｒＮよりなる群から選ばれる少なくとも１種とを混合してなるターゲットを用いる、製造方法。 - 前記気相合成は、アルゴンガスおよび窒素ガスの混合ガス雰囲気中で実施される、請求項１１に記載の製造方法。
- 請求項１〜６のいずれか１項に記載のセラミックス結晶粒子の製造方法であって、
Ａｌ粉末およびＡｌＮ粉末よりなる群から選ばれる少なくとも１種と、Ｃｒ粉末、Ｃｒ２Ｎ粉末およびＣｒＮ粉末よりなる群から選ばれる少なくとも１種とを混合して第１混合粉末を得る工程と、
前記第１混合粉末を加熱加圧処理する工程とを含む、製造方法。 - 前記加熱加圧処理は窒素雰囲気中で実施される、請求項１３に記載の製造方法。
- 前記加熱加圧処理は、１０ｋＰａ以上１２ＭＰａ以下の圧力下および６００℃以上３５００℃以下の温度で実施される、請求項１３または１４に記載の製造方法。
- 請求項８〜１０のいずれか１項に記載のセラミックス焼結体の製造方法であって、
前記セラミックス結晶粒子と前記結合材とを混合して第２混合粉末を得る工程と、
前記第２混合粉末を加熱加圧処理する工程とを含む、製造方法。 - 前記加熱加圧処理は非酸化雰囲気中で実施される、請求項１６に記載の製造方法。
- 前記加熱加圧処理は、１０ｋＰａ以上１５ＧＰａ以下の圧力および８００℃以上１９００℃以下の温度で実施される、請求項１６または１７に記載の製造方法。
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