WO2018030308A1 - 窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合ツール部材およびそれを用いた摩擦攪拌接合装置 - Google Patents

窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合ツール部材およびそれを用いた摩擦攪拌接合装置 Download PDF

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friction stir
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藤井　英俊
好昭 森貞
開 船木
池田　功
阿部　豊
加藤　雅礼
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国立大学法人大阪大学
東芝マテリアル株式会社
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Definitions

  • Embodiment described later relates to a friction stir welding tool member made of a silicon nitride sintered body and a friction stir welding apparatus using the same.
  • Friction stir welding is a joining method in which a joining tool member called a probe is pressed against a member while rotating at high speed, and a plurality of members are integrated using frictional heat.
  • the member (base material) can be softened by frictional heat, and the periphery of the joint can be plastically flowed by the rotational force of the probe to integrate a plurality of members (base material and counterpart material). For this reason, it can be said that the friction stir welding is a kind of solid phase welding.
  • Friction stir welding is solid phase bonding, so there is little heat input to the joint, so the degree of softening and distortion of the object to be joined is small. Moreover, since no joining brazing material is used, cost reduction is expected.
  • a welding tool member used for friction stir welding is required to have wear resistance that can withstand high-speed rotation and heat resistance that can withstand frictional heat.
  • Patent Document 1 discloses a member using a silicon nitride sintered body as a conventional joining tool member.
  • the silicon nitride sintered body of Patent Document 1 is a member containing a large amount of cBN (cubic boron nitride), SiC (silicon carbide), and TiN (titanium nitride) as 20 vol%.
  • the joining tool member made of the silicon nitride sintered body of Patent Document 1 has been required to be further improved although a certain improvement in wear resistance is observed.
  • a sintered body to which cBN (cubic boron nitride), SiC (silicon carbide), and TiN (titanium nitride) are added in a large amount of 20 vol% is dense due to difficulty in sintering. It was found that a sintered body could not be obtained and the wear resistance of the silicon nitride sintered body was insufficient.
  • Patent Document 2 International Publication No. WO2016 / 047376 (Patent Document 2) describes that a friction stir welding tool member made of a silicon nitride sintered body having a sintering aid amount of 15% by mass or less has been developed. Has been. The amount of sintering aid can be reduced by using a predetermined combination of sintering aids.
  • JP 2011-98842 A International Publication Number WO2016 / 047376
  • Patent Document 2 discloses a silicon nitride sintered body having both Vickers hardness and fracture toughness value. Thereby, the performance as a tool member for friction stir welding is improved. However, this is not always satisfactory from the viewpoint of long life. As a result of investigating the cause, it has been found that the use of yttrium (Y) as a sintering aid reduces the oxidation resistance.
  • the problem to be solved by the present invention is to provide a welding tool member for friction stir welding comprising a silicon nitride sintered body excellent in oxidation resistance. Such a joining tool member can prevent deterioration due to oxidation.
  • the friction stir welding tool member according to the embodiment is a friction stir welding tool member made of a silicon nitride sintered body, and the silicon nitride sintered body contains 15 mass% or less of an additive component other than silicon nitride.
  • the additive component includes one or more selected from lanthanoid elements and one or more selected from Mg, Ti, Hf, and Mo.
  • the silicon nitride sintered body friction stir welding joint tool member according to the embodiment is a friction stir welding joint tool member made of a silicon nitride sintered body, and the silicon nitride sintered body is an additive component other than silicon nitride. And at least one selected from lanthanoid elements and at least one selected from Mg, Ti, Hf, and Mo as an additive component.
  • the silicon nitride sintered body contains 15% by mass or less of additive components.
  • the additive component refers to a component other than silicon nitride.
  • additive components other than silicon nitride indicate a sintering aid component.
  • the sintering aid component constitutes the grain boundary phase. When there are many additional components exceeding 15 mass%, a grain boundary phase will increase excessively.
  • the silicon nitride sintered body has a structure in which elongated ⁇ -silicon nitride crystal particles are entangled in a complicated manner. When the sintering aid component is increased, a portion where the silicon nitride crystal particles cannot take a complicated structure is not desirable.
  • the amount of the added component is preferably 3% by mass or more and 12.5% by mass or less. Furthermore, the amount of the added component is preferably 5% by mass or more and 12.5% by mass or less. If the amount of the additive component is less than 3% by mass, the grain boundary phase becomes too small, and the density of the silicon nitride sintered body may be lowered. If the amount of the additive component is 3% by mass or more, the relative density of the sintered body is easily made 95% or more. Moreover, it becomes easy to make the relative density of a sintered compact 98% or more by making the amount of additional components 5% by mass or more.
  • lanthanoid elements at least one selected from lanthanoid elements and at least one selected from Mg, Ti, Hf, and Mo as additive components.
  • the lanthanoid element examples include La (lanthanum), Ce (cerium), Pr (praseodymium), Nd (neodymium), Pm (promethium), Sm (samarium), Eu (europium), Gd (gadolinium), Tb ( Terbium), Dy (dysprosium), Ho (holmium), Er (erbium), Tm (thulium), Yb (ytterbium), Lu (lutetium).
  • This lanthanoid element is an element that can form a grain boundary phase having better oxidation resistance than Y (yttrium).
  • the lanthanoid elements at least one selected from Yb, Er, Lu, and Ce is preferable. These elements are excellent in oxidation resistance under a high temperature environment.
  • the tool member In the friction stir welding, the tool member is placed in a high temperature environment of 800 ° C. or higher depending on the welding conditions. By improving the oxidation resistance under a high temperature environment, the long-term life can be improved.
  • the content of the lanthanoid element is preferably in the range of 1 to 10% by mass in terms of a single metal.
  • the content of the lanthanoid element is less than 1% by mass, the improvement in oxidation resistance is small.
  • it exceeds 10% by mass the grain boundary phase becomes excessive, and the strength as a sintered body may be lowered.
  • Mg manganesium
  • Ti titanium
  • Hf hafnium
  • Mo mobdenum
  • the existence form is not limited.
  • oxides including complex oxides
  • nitrides including complex nitrides
  • oxynitrides including complex oxynitrides
  • carbides including complex carbides
  • these elements can form a composite compound with a lanthanoid element to strengthen the grain boundary phase.
  • the presence of nitrides, oxides, and carbides can increase the hardness of the grain boundary phase.
  • An element selected from Mg, Ti, Hf, and Mo is an element that improves sinterability. By improving the sinterability, a densified silicon nitride sintered body can be obtained. Moreover, these elements become a component which strengthens a grain boundary phase.
  • the content of an element selected from Mg, Ti, Hf, and Mo is preferably in the range of 0.1 to 5% by mass in terms of a metal simple substance. When the content is less than 0.1% by mass, the effect of addition is small. On the other hand, if the content exceeds 5% by mass, segregation may occur. When the amount of segregated material increases, the wear resistance decreases.
  • At least one selected from Al, Si, and C is a component that strengthens the grain boundary phase. Strengthening the grain boundary phase leads to higher hardness of the sintered body.
  • oxides including complex oxides
  • nitrides including complex nitrides
  • oxynitrides including complex oxynitrides
  • carbides including complex carbides
  • it may be a complex compound with an element selected from a lanthanoid element, Mg, Ti, Hf, and Mo.
  • the content of at least one element selected from Al, Si, and C is preferably in the range of 0.1 to 10% by mass when converted to a simple metal. If the content is less than 0.1% by mass, the effect of addition is insufficient, and if it exceeds 10% by mass, the grain boundary phase becomes excessive.
  • Al and Si are components that form complex oxides (including oxynitrides) with lanthanoid elements, Mg and Hf. This composite oxide can be made into a crystalline compound, and the hardness of the grain boundary phase can be further increased.
  • C is an element that easily forms carbides (including composite carbides, oxycarbides, and carbonitrides) with Ti, Hf, Mo, and Si. These carbides become crystalline compounds. Thereby, a grain boundary phase can be strengthened and further higher hardness can be achieved.
  • the above-mentioned additive components are preferably added as a sintering aid so that the total amount is 15% by mass or less.
  • oxides including complex oxides
  • nitrides including complex nitrides
  • carbides including complex carbides
  • a lanthanoid oxide is preferable.
  • Yb is Yb 2 O 3
  • Er is Er 2 O 3
  • Lu is Lu 2 O 3
  • Ce is CeO 2 .
  • MgO, MgO.Al 2 O 3 spinel is preferable.
  • the element selected from Ti, Hf, and Mo can be added as at least one of oxide, nitride, and carbide.
  • Ti is preferably added as TiO 2 (titanium oxide).
  • TiO 2 (titanium oxide) can reinforce the grain boundary phase by changing to TiN (titanium nitride) in the sintering process.
  • Hf is preferably added as HfO 2 (hafnium oxide).
  • HfO 2 (hafnium oxide) can strengthen the grain boundary phase by reacting with the lanthanoid element to form a crystalline compound.
  • Mo is preferably added as Mo 2 C (molybdenum carbide).
  • MoC 2 is a component that strengthens the grain boundary phase as it is. In addition, MoC 2 is particularly effective in improving wear resistance because it has good lubricity.
  • Al element aluminum oxide (Al 2 O 3 ), aluminum nitride (AlN), and MgO ⁇ Al 2 O 3 spinel are preferable. If it is MgO.Al 2 O 3 spinel, both Al and Mg can be added at once.
  • Si element silicon oxide (SiO 2 ) and silicon carbide (SiC) are preferable. Further, it is preferable to add C element as silicon carbide (SiC), titanium carbide (TiC), or titanium carbonitride (TiCN).
  • the sinterability is improved, the coarsening of the silicon nitride crystal particles is prevented, and the ⁇ -silicon nitride crystal particles form a complicated crystal structure. Can do.
  • the oxidation resistance of a sintered compact can be improved by using a lanthanoid element.
  • the maximum diameter of the grain boundary phase is 1 ⁇ m or less.
  • the variation in lanthanoid element concentration in individual grain boundary phases is within ⁇ 20% of the average value Preferably there is.
  • the measurement of the variation in the maximum diameter of the grain boundary phase and the lanthanoid element concentration shall be performed by elemental mapping with a TEM (transmission electron microscope). That is, an arbitrary cross section of the silicon nitride sintered body is observed with a TEM. A sample processed to a thickness of about 30 ⁇ m is prepared. A sample on which carbon is deposited on the sample surface is used as a measurement sample. Further, TEM sets the acceleration voltage to 200 kV. In addition, color mapping analysis is performed in combination with an EDS (energy dispersive X-ray spectrometer). Further, the composition analysis of the grain boundary phase can be performed by FE-SEM (field emission type high resolution analytical electron microscope). The acceleration voltage of the FE-SEM is 200 kV.
  • Lanthanoid elements within a unit area of 5 ⁇ m ⁇ 5 ⁇ m are color mapped by TEM.
  • the longest diagonal line of each lanthanoid element region is the maximum diameter. It is preferable that the maximum diameter of the lanthanoid element region existing in a unit area of 5 ⁇ m ⁇ 5 ⁇ m is 1 ⁇ m or less. That the maximum diameter of the lanthanoid element region is 1 ⁇ m or less indicates that the maximum diameter of the grain boundary phase is 1 ⁇ m or less.
  • the maximum diameter of the grain boundary phase is preferably 1 ⁇ m or less, more preferably 0.8 ⁇ m or less.
  • lanthanoid elements when lanthanoid elements are color-mapped, they are mapped with a color intensity corresponding to the lanthanoid element concentration.
  • An average value of concentrations of all lanthanoid element regions existing in a unit area of 5 ⁇ m ⁇ 5 ⁇ m is obtained. With respect to this average value, the individual lanthanoid element concentration variations are within ⁇ 20%.
  • a color mapping function according to the concentration color density corresponding to the lanthanoid element concentration
  • lanthanoid elements when additive elements other than lanthanoid elements are color mapped, other elements are also detected where lanthanoid elements are present. For example, when a lanthanoid compound and an Hf compound are added as sintering aids, the lanthanoid element and Hf are mapped to the same location. Further, when a lanthanoid element and an Al compound are added as a sintering aid, the lanthanoid element and Al are mapped to the same place.
  • Lanthanoid elements tend to form crystalline compounds with other additive elements. As described above, the fact that the concentration variation of the lanthanoid element is small means that the composition of the crystalline compound existing in the grain boundary phase is approximate. Compared to yttrium, lanthanoid elements are more likely to form crystalline compounds.
  • the lanthanoid element compound is a component that easily forms a crystalline compound with an Hf compound or an Al compound.
  • a lanthanoid element compound and an Hf compound are added as a sintering aid, a lanthanoid element-Hf-O crystal compound is mainly used.
  • the lanthanoid element-Al-O crystal compound is mainly used.
  • a lanthanoid element compound, an Hf compound and an Al compound are added, a lanthanoid element-Hf-Al-O crystal compound is mainly used.
  • the lanthanoid element has a crystalline compound with a small compositional deviation because the melting point of the crystalline compound formed by the reaction of Hf or Al is close. For this reason, a crystalline compound with a close valence is formed. As a result, a grain boundary phase with a small composition deviation can be formed.
  • Yb, Er, Lu, and Ce exhibit such a phenomenon. In other words, it is preferable to use at least one selected from Yb, Er, Lu, and Ce as the lanthanoid element.
  • yttrium tends to form crystalline compounds having different valences.
  • Addition of yttrium, Hf, and Al results in a grain boundary phase in which Y—Hf—Al—O crystal and Y—Al—O crystal coexist. It becomes a grain boundary phase corresponding to the dispersion of the distribution. For this reason, it becomes a grain boundary phase with a large composition variation. It is possible to analyze the composition of the grain boundary phase by FE-SEM (field emission type high resolution analytical electron microscope).
  • ⁇ -sialon crystal particles are present.
  • the presence of both ⁇ -silicon nitride crystal particles and ⁇ -sialon crystal particles results in a structure in which ⁇ -sialon crystal particles enter a gap between ⁇ -silicon nitride crystal particles. By setting it as such a structure, the maximum diameter of a grain boundary phase can be made into 1 micrometer or less.
  • the aspect ratio of the grain boundary phase can be made 1.5 or less.
  • the aspect ratio of each grain boundary phase is preferably 1.5 or less.
  • the aspect ratio can be 1.5 or less after the maximum diameter of the grain boundary phase is 1 ⁇ m or less. Thereby, it can be set as the grain boundary phase strong against high-speed rotation.
  • the presence of ⁇ -silicon nitride crystal particles and ⁇ -sialon crystal particles can be analyzed by XRD.
  • the measurement conditions for XRD were Cu target (Cu-K ⁇ ), tube voltage 40 kV, tube current 40 mA, scan speed 2.0 ° / min, slit (RS) 0.15 mm, scan range (2 ⁇ ) Is performed at 10 ° to 60 °. If the scanning range (2 ⁇ ) includes 10 ° to 60 °, the scanning range (2 ⁇ ) may be expanded.
  • the cross section to be measured is a polished surface of Ra 1 ⁇ m or less.
  • peaks are detected at 33.6 ⁇ 0.3 ° and 36.1 ⁇ 0.3 °.
  • peaks are detected at 29.6 ⁇ 0.3 ° and 31.0 ⁇ 0.3 °.
  • the friction coefficient can be improved by coexistence of ⁇ -silicon nitride crystal particles and ⁇ -sialon crystal particles.
  • the first combination is 0.2 to 5% by mass of lanthanoid oxide, 0.5 to 5% by mass of MgO.Al 2 O 3 spinel, 2 to 6% by mass of AlN, and 0.02 of HfO 2 . 5 to 3% by mass and 0.1 to 3% by mass of Mo 2 C are added.
  • six types of lanthanoid elements, Mg, Al, Hf, Mo, and C are added as additive components.
  • the additive components are three types of lanthanoid, Al, and Hf.
  • lanthanoid oxide 1 to 10% by mass of lanthanoid oxide, 1 to 5% by mass of Al 2 O 3 , 1 to 5% by mass of AlN, and 0.1 to 3% by mass of TiO 2 are added.
  • the additive components are three types of lanthanoid, Al, and Ti.
  • the upper limit of the content of the sintering aid component is 15% by mass or less in total.
  • the above first to third combinations are examples in which preferable additive components are combined with the lanthanoid element.
  • the first combination and the second combination are not using a combination of adding Al 2 O 3 .
  • any of Al 5 R 3 O 12 , Al 2 R 4 O 9 , and AlRO 3 is easily formed (R is a lanthanoid element).
  • Al 5 R 3 O 12 is equivalent to YAG
  • Al 2 R 4 O 9 is equivalent to YAM
  • AlRO 3 is equivalent to YAL. These crystals have poor durability at high temperatures.
  • Al 5 R 3 O 12 , Al 2 R 4 O 9 , and AlRO 3 can be hardly formed.
  • the first combination and the second combination are preferable to the third combination. Further, the second combination is preferable to the first combination.
  • the welding tool member for friction stir welding is in a high temperature state where the temperature of the friction surface is 800 ° C or higher.
  • the durability of the joining tool member is lowered.
  • the silicon nitride sintered body as described above can have an increase in oxidation after being held at a temperature of 1200 ° C. for 100 hours in the air at 10 ⁇ 10 ⁇ 5 wt% / cm 2 or less per 1 cm 2 of surface area.
  • the oxidation increase is 1 ⁇ 10 ⁇ 5 wt% / cm 2 or less per 1 cm 2 of surface area. can do. Thereby, the tool member excellent in long-term life can be provided.
  • the above additive component also has an excellent role as a sintering aid. Therefore, the ratio of ⁇ -type silicon nitride crystal particles having an aspect ratio of 2 or more can be increased to 60% or more.
  • the ratio of the aspect ratio of 2 or more is obtained by the following procedure. That is, an arbitrary cross section of the silicon nitride sintered body is observed with an SEM, and an enlarged photograph (3000 times or more) is taken. The major and minor diameters of the silicon nitride crystal particles shown in the enlarged photograph are measured to determine the aspect ratio. The area ratio (%) of silicon nitride crystal grains having an aspect ratio of 2 or more per unit area of 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m is obtained.
  • the friction stir welding apparatus is used at a pressing load of 9.8 kN or more by rotating the joining tool member (probe) at a rotational speed of 300 rpm or more in order to shorten the joining time of the materials to be joined and increase the production efficiency. It is desirable.
  • the friction surface becomes a high temperature environment where the temperature of the friction surface is 800 ° C. or higher. For this reason, the probe is required to have heat resistance and wear resistance.
  • Such a joining tool member made of a silicon nitride sintered body is required to have high Vickers hardness and fracture toughness.
  • the Vickers hardness of the silicon nitride sintered body is preferably 1400 or more. Moreover, it is preferable that the fracture toughness value of the silicon nitride sintered body is 6.0 MPa ⁇ m 1/2 or more. Further, the Vickers hardness is preferably 1450 or more, and the fracture toughness value is preferably 6.5 MPa ⁇ m 1/2 or more.
  • the three-point bending strength is 900 MPa or more, and preferably 1000 MPa or more.
  • the joining tool member for friction stir welding made of a silicon nitride sintered body as described above has excellent heat resistance and heat resistance. For this reason, the rotation speed of the joining tool member can be set to 300 rpm or more, and further to 800 rpm or more. Further, the indentation load can be increased to 9.8 kN or more, and further to 20 kN or more. For this reason, the durability of the friction surface is excellent even under a severe use environment of 800 ° C. or higher. Note that the friction stir welding tool member according to the embodiment may be used under the conditions that the rotational speed is less than 300 rpm and the indentation load is less than 9.8 KN.
  • reference numeral 1 is a welding tool member for friction stir welding made of a silicon nitride sintered body
  • 2 is a friction surface
  • 3 is a shoulder portion.
  • FIG. 1 shows a cylindrical joining tool member 1.
  • the flat surface of the cylinder is the friction surface 2.
  • FIG. 2 shows a protruding joining tool member 1a.
  • the protrusion-type joining tool member 1a has a shape in which a columnar protrusion 4 is integrated on a columnar base 5. Further, the flat surface of the protrusion 4 becomes the friction surface 2.
  • the base portion 5 and the protruding portion 4 are a silicon nitride sintered body.
  • the surface of the base part 5 becomes the shoulder part 3.
  • FIG. 3 shows a spherical joining tool member 1b. In the spherical joining tool member 1b, the outer peripheral surface of the sphere is the friction surface 2.
  • the friction surface 2 preferably has a surface roughness Ra of 5 ⁇ m or less.
  • the friction surface 2 is rotated at a high speed while being pressed against the joining member in the friction stir welding. For this reason, the adhesiveness with the pressing surface of a joining member (base material) is required. If the adhesiveness is low, it is difficult for the frictional heat to be conducted to the mating member (member joined to the base material).
  • the surface roughness Ra is preferably 3 ⁇ m or less, more preferably 2.5 ⁇ m or less. Moreover, when Ra is larger than 5 ⁇ m, not only the adhesiveness is lowered, but also the unevenness becomes excessive, and the wear resistance may be lowered.
  • the lower limit value of the surface roughness Ra is not particularly limited, but is preferably 0.01 ⁇ m or more.
  • Ra is less than 0.01 ⁇ m, the adhesion between the friction surface 2 and the joining member is improved, but the stirring force of the friction surface 2 is reduced.
  • the stirring force on the friction surface is a force that causes the joining member to plastically deform (plastic flow).
  • the surface roughness Ra is preferably 0.01 to 5 ⁇ m, more preferably 0.05 to 2.5 ⁇ m.
  • the maximum cross-sectional height Rt of the friction surface 2 is 20 ⁇ m or less. If Rt exceeds 20 ⁇ m, the unevenness becomes excessive, and the durability of the friction surface 2 decreases.
  • the joining tool member is a member that is pressed while rotating at a high speed.
  • the surface roughness Ra is an arithmetic average roughness. Even if it is a flat surface as an average value, if there are large irregularities in a minute region, this will be the starting point of destruction. Therefore, the maximum cross-sectional height Rt is preferably 20 ⁇ m or less, and more preferably 15 ⁇ m or less. Further, the lower limit value of Rt is not particularly limited, but is preferably 0.04 ⁇ m or more. When Rt is less than 0.04, the surface unevenness becomes excessive, and the stirring force on the friction surface decreases. Therefore, Rt is preferably 0.04 to 20 ⁇ m, more preferably 0.04 to 15 ⁇ m.
  • the measurement of the surface roughness Ra and the maximum cross-sectional height Rt shall be performed according to JIS-B-0601.
  • the cut-off length is 0.8 mm.
  • the shoulder portion 3 preferably has a surface roughness Ra of 10 ⁇ m or less and a maximum cross-sectional height Rt of 60 ⁇ m or less.
  • the shoulder portion 3 is a surface on the side where the friction surface 2 is provided in the base portion 5.
  • the protrusion 4 provided with the friction surface 2 sinks into the joining member.
  • the shoulder 3 comes into contact with the joining member.
  • the stirring force is increased and plastic flow is easily caused.
  • Ra and Rt of the shoulder part 3 surface into a predetermined range are preferably measured by moving a measuring needle (measuring needle of a surface roughness meter) from the inside to the outside (or from the outside to the inside).
  • the polishing process is polishing using a diamond grindstone or the like.
  • a lapping process and a polishing process may be used as a polishing process while rotating a diamond grindstone at a high speed.
  • the polishing surface is polished along the direction of rotation of the grindstone. For this reason, the surface roughness in the direction perpendicular to the polishing direction increases.
  • the size of the joining tool member is arbitrary, but it is preferable that the friction surface 2 has a diameter of 1 mm or more.
  • the diameter is 1 mm or more.
  • the friction surface 2 is preferably 1 mm or more and 50 mm or less.
  • 2 mm or more and 25 mm or less are preferable. Within this range, the surface roughness Ra of the friction surface is easily polished to 5 ⁇ m or less.
  • the friction stir welding apparatus using the welding tool member for friction stir welding made of silicon nitride sintered body according to the embodiment as described above achieves high reliability and long life because the durability of the probe is excellent. it can. In particular, excellent reliability is exhibited even when the rotational speed is 300 rpm or more and the indentation load is 9.8 kN or more. For this reason, even if it becomes the use environment whose temperature of a friction surface is 300 degreeC or more, the outstanding durability is shown. Further, sufficient bonding strength can be obtained even when the bonding time is short.
  • the friction stir welding can be applied to both point welding and wire welding. Moreover, you may apply to the friction stirring process (FSP) using friction stirring. In other words, in the embodiment, the friction stir welding process (FSP) is included in the friction stir welding (FSW).
  • the joining tool member for friction stir welding made of a silicon nitride sintered body according to the embodiment has the above-described configuration, its manufacturing method is not particularly limited. A method is mentioned.
  • silicon nitride powder is prepared.
  • the silicon nitride powder is preferably an ⁇ -type silicon nitride powder having an average particle size of 2 ⁇ m or less.
  • the ⁇ type becomes ⁇ type in the sintering process, so that a structure in which the ⁇ ⁇ type silicon nitride crystal particles are entangled in a complicated manner can be realized.
  • the amount of impurity oxygen in the silicon nitride powder is preferably 2% by mass or less.
  • the sintering aid powder is at least one component selected from lanthanoid elements and Mg, Ti, Hf, and Mo. If necessary, at least one component selected from Al, Si, and C is added.
  • the form to be added is selected from oxide powder (including composite oxide), nitride powder (including composite nitride), carbide powder (including composite carbide), and carbonitride (including composite carbonitride). At least one kind. Further, the total amount is adjusted to 15% by mass or less.
  • the average particle size of the sintering aid powder is preferably 3 ⁇ m or less.
  • Preferred combinations of the sintering aid powder are the first to third combinations described above.
  • the silicon nitride powder and the sintering aid powder are mixed and then mixed by a ball mill to prepare a raw material powder.
  • an organic binder is added to the raw material powder, and a molding step is performed.
  • a mold having a target probe shape.
  • mold molding, CIP (cold isostatic pressing), or the like may be used.
  • the degreasing step is preferably performed by heating to a temperature of 400 to 800 ° C. in nitrogen.
  • the sintering process is performed at a temperature of 1600 ° C. or higher.
  • the sintering process is preferably in an inert atmosphere or in a vacuum.
  • the inert atmosphere include a nitrogen atmosphere and an argon atmosphere.
  • the sintering step include normal pressure sintering, pressure sintering, and HIP (hot isostatic pressing). A plurality of types of sintering methods may be combined.
  • the upper limit of the sintering temperature is not particularly limited, but is preferably 1800 ° C. or lower. Sintering is possible even at temperatures exceeding 1800 ° C.
  • the sintering temperature is in the range of 1600 to 1800 ° C.
  • the reaction between the sintering aids can be made uniform. Thereby, a grain boundary phase with a small composition deviation can be formed.
  • the one where sintering temperature is lower can homogenize reaction of sintering aids. Therefore, the sintering temperature is preferably in the range of 1600 to 1800 ° C., more preferably 1600 to 1700 ° C.
  • primary sintering is preferably performed in the range of 1600 to 1800 ° C., more preferably 1600 to 1700 ° C.
  • Primary sintering is a process of sintering a degreased body. The process of sintering the sintered body produced in the primary sintering process once again is called secondary sintering.
  • the secondary sintering is preferably performed by HIP. By HIP sintering, the maximum diameter of the grain boundary phase is small, and a dense sintered body can be obtained.
  • the part corresponding to the friction surface is polished if necessary for the obtained sintered body. It is assumed that the surface roughness Ra of the friction surface is 5 ⁇ m or less by polishing.
  • the polishing process is preferably a polishing process using a diamond grindstone.
  • the shoulder portion is subjected to surface polishing as necessary.
  • the parts other than the friction surface and the shoulder part are polished as necessary.
  • control of the surface roughness Ra and the maximum cross-sectional height Rt by polishing can be performed by changing the polishing conditions.
  • polishing process in multiple times, changing the count of a diamond grindstone is mentioned.
  • Example 2 (Examples 1 to 6 and Comparative Examples 1 and 2) An ⁇ -type powder having an average particle diameter of 1 ⁇ m was prepared as a silicon nitride powder. Next, those shown in Table 1 were prepared as sintering aid powders.
  • Each raw material powder was prepared by mixing the silicon nitride powder and the sintering aid powder. Next, after each raw material powder was mixed by a ball mill, 2% by mass of an organic binder was mixed. Thereafter, CIP molding was performed to produce a rod-shaped molded body. Thereafter, green processing was performed into a protruding mold as shown in FIG.
  • the protrusion-shaped molded body was sintered under normal pressure in a nitrogen atmosphere at a temperature of 1600 to 1800 ° C. for 5 hours. Then, HIP sintering was performed at a temperature of 1700 ° C. ⁇ 2 hours.
  • the shape of the protrusion-type probe is as shown in FIG. 2.
  • the base part 5 has a diameter of 20 mm ⁇ thickness of 20 mm
  • the protrusion part 4 has a diameter of 10 mm ⁇ thickness of 5 mm.
  • the obtained sintered body was examined for the presence or absence of ⁇ -sialon crystal particles, the maximum diameter of the grain boundary phase, and the composition deviation of the lanthanoid element of 20% or less.
  • ⁇ -sialon crystal particles The presence or absence of ⁇ -sialon crystal particles was analyzed by XRD.
  • the measurement conditions for XRD were Cu target (Cu-K ⁇ ), tube voltage 40 kV, tube current 40 mA, scan speed 2.0 ° / min, slit (RS) 0.15 mm, scan range (2 ⁇ ) Was performed at 10 ° to 60 °. Further, XRD observation was performed on a polished surface obtained by polishing an arbitrary cross section of the silicon nitride sintered body to a surface roughness Ra of 1 ⁇ m or less. In the presence of ⁇ -sialon crystal particles, peaks are detected at 29.6 ⁇ 0.3 ° and 31.0 ⁇ 0.3 °. ⁇ -sialon crystal particles “present” were indicated when these peaks were detected, and “absent” were indicated when ⁇ -sialon crystal particles were not detected.
  • the maximum diameter of the grain boundary phase and the composition deviation of the lanthanoid element of 20% or less were performed by TEM analysis and EDS analysis.
  • TEM analysis a measurement sample was prepared by providing a carbon film on the surface of a sample (thickness 30 ⁇ m) cut out from an arbitrary cross section of the silicon nitride sintered body. Color mapping of a lanthanoid element having a unit area of 5 ⁇ m ⁇ 5 ⁇ m in an arbitrary cross section was performed. An enlarged photograph with a magnification of 2000 times or more was used.
  • each lanthanoid element region appearing in a unit area of 5 ⁇ m ⁇ 5 ⁇ m was taken as the maximum diameter, and the longest value appearing in the unit area was shown as the maximum diameter of the grain boundary phase. Further, the presence or absence of a grain boundary phase in which the deviation of the lanthanoid element concentration exceeded 20% in a unit area of 5 ⁇ m ⁇ 5 ⁇ m was examined using the color mapping function of the lanthanoid element. A lanthanoid element having a composition deviation of 20% or less was rated as “ ⁇ ”, and a composition deviation exceeding 20% was designated as “X”. In Comparative Examples 1 and 2, the yttrium element was analyzed instead of the lanthanoid element.
  • the aspect ratio of each grain boundary phase was determined using the above-described color mapping image.
  • the longest diagonal line of each grain boundary phase was defined as the major axis, and the diagonal line extending vertically at the center was defined as the minor axis.
  • the major axis / minor axis aspect ratio.
  • the silicon nitride sintered bodies according to the respective examples all had an aspect ratio of the grain boundary phase of 1.5 or less.
  • a portion having an aspect ratio of 2.4 or more was observed.
  • the portion corresponding to the friction surface 2 of the obtained sintered body was polished using a diamond grindstone.
  • the surface roughness Ra after the polishing was 2 ⁇ m.
  • the maximum cross-sectional height Rt of the friction surface 2 was 8 ⁇ m.
  • the shoulder portion 3 was also polished. As a result, the surface roughness Ra of the shoulder portion 3 was 5 ⁇ m, and the maximum cross-sectional height Rt was 13 ⁇ m.
  • Ra and Rt were measured in accordance with JIS-B-0601 with a cut-off length of 0.8 mm. Further, the surface roughness of the shoulder portion 3 was measured for Ra and Rt while moving the measuring needle from the inside toward the outside.
  • Vickers hardness, fracture toughness value, three-point bending strength, oxidation increase, and friction coefficient were measured for the silicon nitride sintered body friction stir welding tool member according to each example and comparative example.
  • the Vickers hardness was measured according to JIS-R1610, and the fracture toughness value was measured according to JIS-R-1607.
  • the fracture toughness value was determined by the Niihara equation based on the IF method.
  • the increase in oxidation was the weight obtained by converting the increase in oxidation after holding the silicon nitride sintered body at 1200 ° C. in the atmosphere for 100 hours per 1 cm 2 of surface area.
  • the friction coefficient was measured by reciprocally sliding a pin with a spherical tip on a flat plate.
  • the test conditions were a reciprocating sliding speed of 20 mm / sec, room temperature, air, and no lubrication.
  • the surface roughness Ra of the spherical surface of the pin was 0.1 ⁇ m
  • the surface roughness Ra of the flat plate was 0.3 ⁇ m.
  • the surface of the flat plate was ground at right angles to the sliding direction, and the surface roughness was measured in the sliding direction.
  • the pin and the flat plate are made of the same material. For example, in Example 1, the silicon nitride sintered body of Example 1 is used to form pins and flat plates.
  • the silicon nitride sintered body according to each example exhibited excellent characteristics in all of Vickers hardness, fracture toughness, oxidation resistance, and friction coefficient.
  • the increase in oxidation was 10 ⁇ 10 ⁇ 5 wt% / cm 2 or less in all cases.
  • the friction coefficient was 0.6 or more.
  • a smaller friction coefficient indicates a smoother surface. That the friction coefficient is 0.6 or more indicates that the friction force is higher than that of the comparative example. High frictional force leads to improvement of frictional stirring force.
  • the durability test was performed by friction stir welding of a cold-rolled steel plate (thickness 1.0 mm) and a cold-rolled steel plate (thickness 1.0 mm).
  • the welding tool member according to each example and comparative example was set in the friction stir welding apparatus, and a durability test of 2000 cycles was performed.
  • rpm rotation speed
  • the success or failure of the durability test as a joining tool material was determined by conducting a tensile shear test of the cold rolled steel sheet friction stir welded in the 2000th cycle, and having a class A tensile strength (kN) defined by JIS-Z-3140. The obtained one was regarded as acceptable.
  • the joining tool members according to the respective examples exhibited excellent durability. Further, as is clear from comparison with Comparative Example 2, if the amount of the sintering aid component exceeds 15% by mass even if the Vickers hardness and fracture toughness are high, the joining tool member for friction stir welding is used. Was found to be less durable. This is because the oxidation resistance and the friction coefficient are improved.
  • Example 7 to 11 A surface polishing process was performed on the bonding tool member of Example 3 so that the surface roughness shown in Table 6 was obtained.
  • the method for measuring the surface roughness is the same as in Example 3.
  • Example 11 having a large surface roughness was rejected when the test conditions became severe. This is because the stirring force is reduced because the durability of the tool member surface is reduced.
  • the performance of the bonding tool member is improved by combining the control of the surface roughness as well as the control of the amount of sintering aid in the silicon nitride sintered body.
  • the tool member according to each example was excellent in long-term life. This is because the oxidation resistance and friction coefficient of the silicon nitride sintered body are improved.

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Abstract

窒化珪素焼結体から成る摩擦攪拌接合用ツール部材であって、上記窒化珪素焼結体は窒化珪素以外の添加成分を１５質量％以下含有すると共に、上記添加成分としてランタノイド元素から選択される少なくとも１種と、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｍｏから選択される少なくとも１種とを含有することを特徴とする。また、添加成分として、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃから選択される少なくとも１種を含有することが好ましい。上記構成によれば、耐久性が高い摩擦攪拌接合用接合ツール部材を提供できる。

Description

窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合ツール部材およびそれを用いた摩擦攪拌接合装置
　後述する実施形態は、窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合ツール部材およびそれを用いた摩擦攪拌接合装置に関する。
　摩擦攪拌接合（ＦＳＷ：Ｆｒｉｃｔｉｏｎ　Ｓｔｉｒ　Ｗｅｌｄｉｎｇ）は、プローブと呼ばれる接合ツール部材を高速回転させながら部材に押し付け、摩擦熱を利用して複数の部材を一体化させる接合方法である。摩擦熱により部材（母材）を軟化させ、プローブの回転力によって接合部周辺を塑性流動させて複数の部材（母材と相手材）を一体化させることができる。このため、摩擦攪拌接合は、固相接合の一種であるといえる。
　摩擦攪拌接合は、固相接合であるため接合部への入熱が少ないため、接合対象の軟化や歪の程度が少ない。また、接合ろう材を使用しないことから、コストダウンが期待される。摩擦攪拌接合に用いる接合ツール部材は、高速回転に耐えうる耐摩耗性と、摩擦熱に耐えうる耐熱性が求められる。
　従来の接合ツール部材として特開２０１１－９８８４２号公報（特許文献１）に窒化珪素焼結体を使った部材が開示されている。特許文献１の窒化珪素焼結体は、ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）、ＳｉＣ（炭化けい素）、ＴｉＮ（窒化チタン）を２０ｖｏｌ％と大量に含有した部材であった。
　特許文献１の窒化珪素焼結体から成る接合ツール部材は一定の耐摩耗性の改善がみられるものの、更なる改善が要請されていた。特許文献１のように、ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）、ＳｉＣ（炭化けい素）、ＴｉＮ（窒化チタン）を２０ｖｏｌ％と大量に添加した焼結体では、難焼結性となることで緻密な焼結体が得られず窒化珪素焼結体の耐摩耗性が不十分であることが判明した。
　一方、国際公開番号ＷＯ２０１６／０４７３７６号公報（特許文献２）は、焼結助剤量を１５質量％以下にした窒化珪素焼結体から成る摩擦攪拌接合用ツール部材が開発されていることが記載されている。焼結助剤を所定の組合せとすることにより、焼結助剤量を低減することができている。
特開２０１１－９８８４２号公報 国際公開番号ＷＯ２０１６／０４７３７６号公報
　特許文献２ではビッカース硬度と破壊靭性値とを両立させた窒化珪素焼結体が開示されている。これにより、摩擦攪拌接合用ツール部材として性能を向上させている。しかしながら、長期寿命の観点では、必ずしも満足できるものではなかった。この原因を究明した結果、焼結助剤にイットリウム（Ｙ）を使うことにより、耐酸化性が低下することが判明した。本発明が解決しようとする課題は、耐酸化性に優れた窒化珪素焼結体から成る摩擦攪拌接合用接合ツール部材を提供するものである。このような接合ツール部材であれば、酸化による劣化を防止することができる。
　実施形態に係る摩擦攪拌接合用ツール部材は、窒化珪素焼結体から成る摩擦攪拌接合用ツール部材であって、上記窒化珪素焼結体は窒化珪素以外の添加成分を１５質量％以下含有すると共に、添加成分はランタノイド元素から選ばれる１種または２種以上と、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｍｏから選ばれる１種または２種以上を具備することを特徴とするものである。
円柱型の摩擦攪拌接合用接合ツール部材を例示する斜視図である。 突起型の摩擦攪拌接合用接合ツール部材を例示する側面図である。 球型の摩擦攪拌接合用接合ツール部材を例示する斜視図である。
　実施形態に係る窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合用接合ツール部材は、窒化珪素焼結体からなる摩擦攪拌接合用接合ツール部材であって、上記窒化珪素焼結体は窒化珪素以外の添加成分を１５質量％以下含有すると共に、添加成分としてランタノイド元素から選択される少なくとも１種と、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｍｏから選択される少なくとも１種を含有することを特徴とするものである。
　窒化珪素焼結体は添加成分を１５質量％以下含有するものである。添加成分とは、窒化珪素以外の成分を示す。窒化珪素焼結体では、窒化珪素以外の添加成分とは焼結助剤成分を示す。焼結助剤成分は粒界相を構成するものである。添加成分が１５質量％を超えて多いと粒界相が過度に多くなる。窒化珪素焼結体は、細長いβ－窒化珪素結晶粒子が複雑にからみあった構造をとっている。焼結助剤成分が多くなると窒化珪素結晶粒子が複雑にからみあった構造をとれない部分ができてしまうため望ましくない。
　また、添加成分量は３質量％以上１２．５質量％以下が好ましい。さらに添加成分量は５質量％以上１２．５質量％以下が好ましい。添加成分量が３質量％未満では、粒界相が過少となり窒化珪素焼結体の密度が低下するおそれがある。添加成分量を３質量％以上にしておけば、焼結体の相対密度を９５％以上にし易くなる。また、添加成分量を５質量％以上にすることにより、焼結体の相対密度を９８％以上にし易くなる。
　また、添加成分としてランタノイド元素から選択される少なくとも１種と、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｍｏから選択される少なくとも１種とを含有することを特徴とするものである。
　上記ランタノイド元素の具体例は、Ｌａ（ランタン）、Ｃｅ（セリウム）、Ｐｒ（プラセオジム）、Ｎｄ（ネオジム）、Ｐｍ（プロメチウム）、Ｓｍ（サマリウム）、Ｅｕ（ユウロピウム）、Ｇｄ（ガドリニウム）、Ｔｂ（テルビウム）、Ｄｙ（ジスプロシウム）、Ｈｏ（ホルミウム）、Ｅｒ（エルビウム）、Ｔｍ（ツリウム）、Ｙｂ（イッテルビウム）、Ｌｕ（ルテチウム）、である。このランタノイド元素は、Ｙ（イットリウム）よりも耐酸化性が良好な粒界相を形成できる元素である。
　また、ランタノイド元素の中では、Ｙｂ、Ｅｒ、Ｌｕ、Ｃｅから選択される少なくとも１種であることが好ましい。これらの元素は、高温環境下での耐酸化性に優れている。摩擦攪拌接合は、接合条件によってはツール部材が８００℃以上の高温環境下に置かれる。高温環境下での耐酸化性を向上させることにより、長期寿命を改善することができる。
　また、ランタノイド元素の含有量は、金属単体換算で１～１０質量％の範囲内が好ましい。ランタノイド元素の含有量が１質量％未満では、耐酸化性の向上が小さい。また、１０質量％を超えて多いと、粒界相が過多になり、焼結体としての強度が低下する恐れがある。
　また、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｍｏから選択される元素を少なくとも１種を含有するものとする。Ｍｇ（マグネシウム）、Ｔｉ（チタン）、Ｈｆ（ハフニウム）、Ｍｏ（モリブデン）を構成元素として含有していれば、その存在形態は限定されるものではない。例えば、酸化物（複合酸化物を含む）、窒化物（複合窒化物を含む）、酸窒化物（複合酸窒化物を含む）、炭化物（複合炭化物を含む）などが挙げられる。これらの元素は、ランタノイド元素と複合化合物を形成して粒界相を強化することができる。また、窒化物、酸化物、炭化物として存在することにより、粒界相の高硬度化を図ることができる。
　Ｍｇ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｍｏから選択される元素は、焼結性を向上させる元素である。焼結性を向上させることにより、緻密化された窒化珪素焼結体を得ることが可能となる。また、これらの元素は粒界相を強化する成分となる。また、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｍｏから選択される元素の含有量は、金属単体換算で０．１～５質量％の範囲内であることが好ましい。含有量が０．１質量％未満では、添加の効果が小さい。一方、含有量が５質量％を越えて多いと偏析の原因となる恐れがある。偏析物が多くなると耐摩耗性が低下する。
　また、添加成分として、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃから選択される少なくとも１種を含有することが好ましい。Ａｌ、Ｓｉ、Ｃから選択される元素は、粒界相を強化する成分となる。粒界相の強化は焼結体の高硬度化につながる。焼結助剤として添加する場合は、酸化物（複合酸化物を含む）、窒化物（複合窒化物を含む）、酸窒化物（複合酸窒化物を含む）、炭化物（複合炭化物を含む）などが挙げられる。また、ランタノイド元素、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｍｏから選択される元素との複合化合物であってもよい。
　また、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃから選択される少なくとも１種の元素の含有量は、金属単体換算したときに、０．１～１０質量％の範囲であることが好ましい。含有量が０．１質量％未満では添加の効果が不十分であり、１０質量％を超えて多いと粒界相が過多になる。Ａｌ、Ｓｉはランタノイド元素、Ｍｇ、Ｈｆと複合酸化物（酸窒化物含む）を形成する成分である。この複合酸化物は結晶化合物にすることができ、粒界相の更なる高硬度化を図ることができる。
　また、Ｃは、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｓｉと炭化物（複合炭化物、酸炭化物、炭窒化物を含む）を形成し易い元素である。これら炭化物は、結晶化合物となる。これにより、粒界相を強化することができ、更なる高硬度化を達成することができる。
　上記添加成分は、焼結助剤として、合計が１５質量％以下になるように添加することが好ましい。焼結助剤として添加するとき、酸化物（複合酸化物を含む）、窒化物（複合窒化物を含む）、炭化物（複合炭化物を含む）が好ましい。
ランタノイド元素の場合、ランタノイド酸化物が好ましい。ＹｂはＹｂ２Ｏ３、ＥｒはＥｒ２Ｏ３、ＬｕはＬｕ２Ｏ３、ＣｅはＣｅＯ２となる。
　Ｍｇ成分を添加するときは、ＭｇＯ、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルが好ましい。Ｔｉ、Ｈｆ、Ｍｏから選択される元素は、酸化物、窒化物、炭化物の少なくとも１種で添加できる。ＴｉはＴｉＯ２（酸化チタン）として添加することが好ましい。ＴｉＯ２（酸化チタン）は焼結工程にてＴｉＮ（窒化チタン）に変化することにより、粒界相を強化することができる。また、ＨｆはＨｆＯ２（酸化ハフニウム）として添加することが好ましい。ＨｆＯ２（酸化ハフニウム）はランタノイド元素と反応して結晶化合物を形成することにより、粒界相を強化することができる。また、ＭｏはＭｏ２Ｃ（炭化モリブデン）として添加することが好ましい。ＭｏＣ２はそのまま粒界相を強化する成分となる。また、ＭｏＣ２は潤滑性が良いため、耐摩耗性の向上に特に有効である。
　また、Ａｌ元素の場合、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルが好ましい。ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルであれば、ＡｌとＭｇの両方を一度に添加することができる。また、Ｓｉ元素の場合、酸化けい素（ＳｉＯ２）、炭化けい素（ＳｉＣ）が好ましい。また、Ｃ元素に関しては、炭化けい素（ＳｉＣ）、炭化チタン（ＴｉＣ）、炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）として添加することが好ましい。
　焼結助剤成分として、上記組合せから選択することにより、焼結性が向上し、窒化珪素結晶粒子の粗大化を防止し、β－窒化珪素結晶粒子が複雑にからみあった結晶組織を形成することができる。また、ランタノイド元素を使うことにより、焼結体の耐酸化性を向上させることができる。
　また、粒界相の最大径が１μｍ以下であることが好ましい。また、単位面積５μｍ×５μｍをＴＥＭ分析により、個々の粒界相のランタノイド元素の濃度分布を分析したとき、個々の粒界相のランタノイド元素濃度のばらつきが平均値に対して±２０％以内であることが好ましい。
　粒界相の最大径およびランタノイド元素濃度のばらつきの測定は、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）の元素マッピングにて実施するものとする。すなわち、窒化珪素焼結体の任意の断面をＴＥＭ観察する。厚さを３０μｍ程度に加工した試料を用意する。試料表面にカーボンを蒸着したものを測定用試料とする。また、ＴＥＭは加速電圧を２００ｋＶとする。また、ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光器）と組合わせて、カラーマッピング分析する。また、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出型高分解能分析電子顕微鏡）により、粒界相の組成分析は可能である。ＦＥ－ＳＥＭの加速電圧も２００ｋＶのものを使用するものとする。
　ＴＥＭにより単位面積５μｍ×５μｍ内のランタノイド元素をカラーマッピングする。個々のランタノイド元素領域の最も長い対角線を最大径とする。単位面積５μｍ×５μｍに存在するランタノイド元素領域の最大径がいずれも１μｍ以下であることが好ましい。ランタノイド元素領域の最大径が１μｍ以下であるということは、粒界相の最大径が１μｍ以下であることを示すものである。また、粒界相の最大径は１μｍ以下、さらには０．８μｍ以下が好ましい。粒界相の最大径を１μｍ以下とすることにより、摩擦係数の向上につながる。
　また、ランタノイド元素をカラーマッピングすると、ランタノイド元素濃度に応じた色の濃さでマッピングされる。単位面積５μｍ×５μｍに存在する全てのランタノイド元素領域の濃度の平均値を求める。この平均値に対し、個々のランタノイド元素濃度ばらつきが±２０％以内になっている。濃度に合わせたカラーマッピング機能（ランタノイド元素濃度に合わせた色の濃淡）を使うことにより、濃度ばらつきを測定することが出来る。個々の粒界相においてランタノイド元素の濃度ばらつきが小さいということは、粒界相組成が均質であることを示している。
　また、ランタノイド元素以外の添加元素をカラーマッピングしたとき、ランタノイド元素が存在する場所に他の元素も検出される。例えば、焼結助剤として、ランタノイド化合物とＨｆ化合物を添加したとき、ランタノイド元素とＨｆが同じ場所にマッピングされる。また、焼結助剤として、ランタノイド元素とＡｌ化合物を添加したとき、ランタノイド元素とＡｌが同じ場所にマッピングされる。
　ランタノイド元素は他の添加元素と結晶化合物を形成し易い。前述のようにランタノイド元素の濃度ばらつきが小さいということは粒界相に存在する結晶化合物の組成が近似していることになる。イットリウムに比べて、ランタノイド元素は結晶化合物を形成し易い。
　また、ランタノイド元素化合物は、Ｈｆ化合物やＡｌ化合物と結晶化合物を形成し易い成分である。焼結助剤として、ランタノイド元素化合物とＨｆ化合物を添加したとき、ランタノイド元素－Ｈｆ－Ｏ結晶化合物が主体となる。また、ランタノイド元素とＡｌ化合物を添加したとき、ランタノイド元素－Ａｌ－Ｏ結晶化合物が主体となる。また、ランタノイド元素化合物、Ｈｆ化合物およびＡｌ化合物を添加したとき、ランタノイド元素－Ｈｆ－Ａｌ－Ｏ結晶化合物が主体となる。
　ランタノイド元素は、ＨｆまたはＡｌが反応して形成される結晶化合物の融点が近似しているため、組成ずれの小さな結晶化合物が形成されるためである。このため、価数の近い結晶化合物が形成される。この結果、組成ずれの小さな粒界相を形成することができる。ランタノイド元素の中でも、Ｙｂ、Ｅｒ、Ｌｕ、Ｃｅが特にこのような現象が見られる。言い換えれば、ランタノイド元素として、Ｙｂ、Ｅｒ、Ｌｕ、Ｃｅから選ばれる少なくとも１種を使うことが好ましいものである。
　それに対し、イットリウムは、価数の異なる結晶化合物が形成され易い。また、イットリウムとＨｆ、Ａｌを添加すると、Ｙ－Ｈｆ－Ａｌ－Ｏ結晶とＹ－Ａｌ－Ｏ結晶が共存した粒界相となるが、両結晶の反応温度が異なるため、焼結体内の成分分布のばらつきに応じた粒界相となってしまう。このため、組成ばらつきが大きな粒界相となってしまう。なお、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出型高分解能分析電子顕微鏡）により、粒界相の組成分析は可能である。
　粒界相の組成ばらつきを低減することにより、強度や耐酸化性の部分的なばらつきを低減することができる。これにより、長寿命化を実現することができる。
　また、α－サイアロン結晶粒子が存在することが好ましい。β－窒化珪素結晶粒子とα－サイアロン結晶粒子との両方を存在させることにより、β－窒化珪素結晶粒子同士の隙間にα－サイアロン結晶粒子が入り込んだ構造となる。このような構造とすることにより、粒界相の最大径を１μｍ以下にすることができる。
　また、粒界相のアスペクト比を１．５以下にすることができる。粒界相のアスペクト比は前述のカラーマッピングを用いて測定する。カラーマッピングに写る粒界相の最も長い対角線を長径とする。長径の中心から直角に伸ばした対角線を短径とする。長径／短径＝アスペクト比とする。個々の粒界相のアスペクト比が１．５以下であることが好ましい。
　粒界相の最大径を１μｍ以下にした上でアスペクト比を１．５以下にすることができる。これにより、高速回転に強い粒界相とすることができる。
　β－窒化珪素結晶粒子およびα－サイアロン結晶粒子の存在はＸＲＤで分析可能である。ＸＲＤの測定条件は、Ｃｕターゲット（Ｃｕ－Ｋα）を使用し、管電圧を４０ｋＶ、管電流を４０ｍＡ、スキャンスピードを２．０°／ｍｉｎ、スリット（ＲＳ）を０．１５ｍｍ、走査範囲（２θ）は１０°～６０°にて行うものとする。なお、走査範囲（２θ）は１０°～６０°を含んでいれば、範囲を広げて行っても良いものとする。
　窒化珪素焼結体の任意の断面をＸＲＤ観察する。測定する断面はＲａ１μｍ以下の研磨面とする。β－窒化珪素結晶粒子が存在すると、３３．６±０．３°および３６．１±０．３°にピークが検出される。また、α－サイアロン結晶粒子が存在すると、２９．６±０．３°および３１．０±０．３°にピークが検出される。
　また、β－窒化珪素結晶粒子とα－サイアロン結晶粒子を共存させることにより、摩擦係数を向上させることができる。
　また、製造工程において添加する焼結助剤の組合せとしては、次に示す組合せが好ましい。
　また、第一の組合せとしては、ランタノイド酸化物を０．２～５質量％、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３スピネルを０．５～５質量％、ＡｌＮを２～６質量％、ＨｆＯ２を０．５～３質量％、Ｍｏ２Ｃを０．１～３質量％、添加するものである。第一の組合せは、添加成分として、ランタノイド元素、Ｍｇ、Ａｌ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｃの６種類を添加するものである。
　また、第二の組合せとしては、ランタノイド酸化物を２～７質量％、ＡｌＮを３～７質量％、ＨｆＯ２を０．５～４質量％、添加するものである。これにより、添加成分をランタノイド、Ａｌ、Ｈｆの３種とするものである。
　また、第三の組合せとしては、ランタノイド酸化物を１～１０質量％、Ａｌ２Ｏ３を１～５質量％、ＡｌＮを１～５質量％、ＴｉＯ２を０．１～３質量％、添加するものである。これにより、添加成分をランタノイド、Ａｌ、Ｔｉの３種としたものである。
　また、上記第一ないし第三の組合せにおいて、焼結助剤成分の含有量の上限は合計で１５質量％以下とする。
　上記第一ないし第三の組合せは、いずれもランタノイド元素に好ましい添加成分を組合せた例である。
　第一の組合せおよび第二の組合せは、Ａｌ２Ｏ３を添加する組合せを使用していないことである。Ａｌ２Ｏ３として添加すると、Ａｌ５Ｒ３Ｏ１２、Ａｌ２Ｒ４Ｏ９、ＡｌＲＯ３のいずれかが形成され易い（Ｒはランタノイド元素）。また、Ａｌ５Ｒ３Ｏ１２はＹＡＧ相当、Ａｌ２Ｒ４Ｏ９はＹＡＭ相当、ＡｌＲＯ３はＹＡＬ相当、である。これらの結晶は高温での耐久性が悪い。Ａｌ２Ｏ３として添加しないことにより、Ａｌ５Ｒ３Ｏ１２、Ａｌ２Ｒ４Ｏ９、ＡｌＲＯ３が形成され難くすることができる。
　これらの点から評価すると、第三の組合せよりも第一の組合せおよび第二の組合せが好ましい。また、第一の組合せよりも第二の組合せが好ましい。
　また、Ａｌ化合物をＡｌＮ（窒化アルミニウム）として添加することにより、価数の異なる粒界相が形成されることを防止することができる。これにより、ランタノイド元素－Ｈｆ－Ｏ結晶化合物、ランタノイド元素－Ａｌ－Ｏ結晶化合物、ランタノイド元素－Ｈｆ－Ａｌ－Ｏ結晶化合物、のいずれか１種が主体となる粒界相を形成することが出来る。
　また、Ａｌ化合物をＡｌＮとして添加することにより、β－窒化珪素結晶粒子とα－サイアロン結晶粒子とが共存した組織を形成し易くなる。
　摩擦攪拌接合用接合ツール部材は、摩擦面の温度が８００℃以上の高温状態になる。耐熱性が低下すると接合ツール部材の耐久性が低下する。ランタノイド元素による耐酸化性強化と、焼結助剤の組合せによる熱に強い粒界相形成との相乗効果を得ることができる。
　以上のような窒化珪素焼結体は大気中において、温度１２００℃で１００時間保持した後の酸化増量は表面積１ｃｍ２あたり１０×１０－５ｗｔ％／ｃｍ２以下とすることができる。また、前述のＡｌ５Ｒ３Ｏ１２、Ａｌ２Ｒ４Ｏ９、ＡｌＲＯ３のいずれも形成されないようにすることにより、酸化増量を表面積１ｃｍ２あたり１×１０－５ｗｔ％／ｃｍ２以下とすることができる。これにより、長期寿命の優れたツール部材を提供することができる。
　また、上記添加成分は焼結助剤としての役割も優れている。そのため、アスペクト比が２以上であるβ型窒化珪素結晶粒子の割合を６０％以上と高くすることができる。なお、アスペクト比が２以上である割合は、以下の手順で求める。すなわち、窒化珪素焼結体の任意の断面をＳＥＭ観察して拡大写真（３０００倍以上）を撮影する。拡大写真に写る窒化珪素結晶粒子の長径と短径とを測定し、アスペクト比を求める。単位面積５０μｍ×５０μｍ当りにおける、アスペクト比が２以上の窒化珪素結晶粒子の面積比（％）を求めるものとする。
　また、摩擦攪拌接合装置は、被接合材の接合時間を短縮し、かつ生産効率を上げるために、接合ツール部材（プローブ）を回転速度３００ｒｐｍ以上に回転させ、押込荷重９．８ｋＮ以上で使用することが望ましい。また、摩擦熱により摩擦面の温度が８００℃以上の高温環境になる。このためプローブには、耐熱性と耐磨耗性とが要求される。このような窒化珪素焼結体製接合ツール部材には、高いビッカース硬度および破壊靭性値が要求される。
　そのため、窒化珪素焼結体のビッカース硬度が１４００以上であることが好ましい。また、窒化珪素焼結体の破壊靭性値が６．０ＭＰａ・ｍ１／２以上であることが好ましい。さらに、ビッカース硬度は１４５０以上であり、破壊靭性値は６．５ＭＰａ・ｍ１／２以上であることが好ましい。また、３点曲げ強度は９００ＭＰａ以上であり、１０００ＭＰａ以上であることが好ましい。
　上記のような窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合用接合ツール部材は耐熱性および耐熱性が優れている。このため、接合ツール部材の回転速度を３００ｒｐｍ以上、さらには８００ｒｐｍ以上とすることができる。また、押込荷重は９．８ｋＮ以上、さらには２０ｋＮ以上と高くすることができる。このため、摩擦面の温度が８００℃以上と過酷な使用環境下でも優れた耐久性を示す。なお、実施形態に係る摩擦攪拌接合用ツール部材は、回転速度が３００ｒｐｍ未満であり、押込荷重が９．８ＫＮ未満の条件で使用しても良いものである。
　また、接合ツール部材の形状は特に限定されるものではないが、代表的な形状を図１、図２、図３に示す。図中、符号１は窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合用接合ツール部材であり、２は摩擦面であり、３はショルダー部である。
　図１は円柱型接合ツール部材1を示す。円柱の平坦面が摩擦面２である。図２は突起型接合ツール部材1ａを示す。突起型接合ツール部材1ａは、円柱状の土台部５上に円柱状の突起部４が一体化した形状である。また、突起部４の平坦面が摩擦面２となる。実施形態に係る接合ツール部材としては土台部５と突起部４が窒化珪素焼結体となる。土台部５の表面がショルダー部３となる。図３は球型接合ツール部材１ｂである。球型接合ツール部材１ｂでは、球の外周面が摩擦面２となる。
　また、摩擦面２は表面粗さＲａが５μｍ以下であることが好ましい。摩擦面２は、摩擦攪拌接合において、接合部材に押圧しながら高速回転される。このため、接合部材（母材）の押圧面との密着性が必要である。密着性が低いと、摩擦熱が相手部材（母材と接合される部材）に伝導され難くなる。また、表面粗さＲａは３μｍ以下、さらには２．５μｍ以下が好ましい。また、Ｒａが５μｍを超えて大きいと密着性が低下するだけでなく、凹凸が過大になり、耐摩耗性が低下するおそれがある。また、表面粗さＲａの下限値は特に限定されるものではないが０．０１μｍ以上が好ましい。Ｒａが０．０１μｍ未満と小さいと摩擦面２と接合部材との密着性は向上するものの、摩擦面２の攪拌力が低下する。摩擦面の攪拌力とは、接合部材を塑性変形（塑性流動）させる力のことである。攪拌力が不十分であると、接合部材同士の接合力が低下する。また、接合部材の塑性変形に時間が掛かり、接合時間が長くなる恐れがある。このため、表面粗さＲａは０．０１～５μｍ、さらには０．０５～２．５μｍが好ましい。
　また、摩擦面２の最大断面高さＲｔが２０μｍ以下であることが好ましい。Ｒｔが２０μｍを超えて大きいと凹凸が過大になり、摩擦面２の耐久性が低下する。接合ツール部材は、高速回転しながら押圧される部材である。表面粗さＲａは算術平均粗さである。平均値として平坦な面であったとしても、微小領域で大きな凹凸が存在するとそこが破壊起点となってしまう。そのため、最大断面高さＲｔは２０μｍ以下、さらには１５μｍ以下が好ましい。また、Ｒｔの下限値は特に限定されるものではないが、０．０４μｍ以上が好ましい。Ｒｔが０．０４未満であると、表面凹凸が過小となり、摩擦面の攪拌力が低下する。このため、Ｒｔは０．０４～２０μｍ、さらには０．０４～１５μｍが好ましい。
　また、表面粗さＲａ、最大断面高さＲｔの測定はＪＩＳ－Ｂ－０６０１に準じて実施するものとする。また、カットオフ長さは０．８ｍｍで実施するものとする。
　また、図２に示したような突起型接合ツール部材1ａの場合、ショルダー部３の表面粗さＲａは１０μｍ以下、最大断面高さＲｔは６０μｍ以下であることが好ましい。ショルダー部３は土台部５において摩擦面２が設けられている側の面である。突起型接合ツール部材1ａの場合、摩擦攪拌接合を行うと摩擦面２が設けられた突起部４が接合部材にめり込んでいく。突起部４が深くめり込んでいくと、ショルダー部３が接合部材に接触することになる。ショルダー部３が接合部材に接触することにより、攪拌力を高め、塑性流動を起こし易くする。このため、ショルダー部３表面のＲａ、Ｒｔを所定の範囲とすることにより、耐磨耗性と攪拌力との向上を図ることができる。また、ショルダー部３表面のＲａ、Ｒｔは内側から外側（または外側から内側）に向けて測定針（表面粗さ計の測定針）を動かして測定することが好ましい。
　または、表面研磨加工により表面粗さを制御する場合、研磨加工方向と垂直な方向に測定針を動かして測定することが好ましい。窒化珪素焼結体は高硬度材料であるため、研磨加工はダイヤモンド砥石などを使用した研磨となる。例えば、ダイヤモンド砥石を高速回転させながらの研磨工程としては、ラップ加工、ポリッシュ加工が挙げられる。砥石の回転方向に沿って研磨されると研磨加工面は、砥石の回転方向に沿って研磨跡ができる。このため、研磨方向と垂直方向の表面粗さが大きくなる。研磨加工方向と垂直な方向に測定針を動かして測定した上で、ショルダー部のＲａ、Ｒｔを制御することにより、耐磨耗性と攪拌力との向上をさらに図ることができる。
　また、突起型接合ツール部材1ａの回転方向と、ショルダー部３の研磨向上を合わせておくことも有効である。
　また、接合ツール部材のサイズは任意であるが、摩擦面２の直径が１ｍｍ以上のものが好ましい。なお、球型プローブ１ｂの場合は直径１ｍｍ以上となる。実施形態に係るプローブは窒化珪素焼結体から成るため、摩擦面２は１ｍｍ以上５０ｍｍ以下が好ましい。さらに２ｍｍ以上２５ｍｍ以下が好ましい。この範囲であれば摩擦面の表面粗さＲａを５μｍ以下に研磨加工し易い。
　以上のような実施形態に係る窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合用接合ツール部材を用いた摩擦攪拌接合装置は、プローブの耐久性が優れているため装置として高信頼性および長寿命化が達成できる。特に、回転速度が３００ｒｐｍ以上、押込荷重が９．８ｋＮ以上と高くなっても優れた信頼性を示す。このため、摩擦面の温度３００℃以上の使用環境となっても優れた耐久性を示す。また、接合時間が短くても十分な接合強度が得られる。
　また、摩擦攪拌接合（ＦＳＷ）としては、点接合、線接合のいずれにも適用できる。また、摩擦攪拌を利用した摩擦攪拌プロセス（ＦＳＰ）に適用しても良い。言い換えると、実施形態では摩擦攪拌接合（ＦＳＷ）の中に摩擦攪拌接合プロセス（ＦＳＰ）が含まれるものとする。
　次に、窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合用接合ツール部材の製造方法について説明する。
　実施形態に係る窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合用接合ツール部材は上記構成を有していれば、その製造方法は特に限定されるものではないが、効率的に得るための方法として次の方法が挙げられる。
　まず、窒化珪素粉末を用意する。窒化珪素粉末は、平均粒径が２μｍ以下であるα型窒化珪素粉末が好ましい。このような窒化珪素粉末を使用することにより、焼結工程でα型がβ型になることにより、 β型窒化珪素結晶粒子が複雑にからみあった構造を実現することができる。また、窒化珪素粉末中の不純物酸素量は２質量％以下が好ましい。
　次に、添加成分である焼結助剤粉末を用意する。焼結助剤粉末は、ランタノイド元素と、Ｍｇ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｍｏから選択される少なくとも１種の成分とする。また、必要に応じ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃから選択される少なくとも１種の成分を添加する。
　添加する形態としては酸化物粉末（複合酸化物を含む）、窒化物粉末（複合窒化物を含む）、炭化物粉末（複合炭化物を含む）、炭窒化物（複合炭窒化物を含む）から選択される少なくとも１種となる。また、その合計量は１５質量％以下となるように調整する。また、焼結助剤粉末の平均粒径は３μｍ以下が好ましい。
　焼結助剤粉末の好ましい組合せは、前述の第一ないし第三の組合せとなる。
　次に、窒化珪素粉末および焼結助剤粉末を混合した後、ボールミルで混合し、原料粉末を調製する。次に、原料粉末に有機バインダを添加し、成型する工程を実施する。成型工程は、目的とするプローブ形状を有する金型を用いることが好ましい。また、成型工程に関しては、金型成型やＣＩＰ（冷間静水圧加圧法）などを用いても良い。
　次に、成型工程で得られた成形体を脱脂する。脱脂工程は、窒素中で温度４００～８００℃に加熱して実施することが好ましい。
　次に、脱脂工程で得られた脱脂体を焼結する。焼結工程は、温度１６００℃以上で行うものとする。焼結工程は、不活性雰囲気中または真空中が好ましい。不活性雰囲気としては、窒素雰囲気やアルゴン雰囲気が挙げられる。また、焼結工程は、常圧焼結、加圧焼結、ＨＩＰ（熱間静水圧加圧法）が挙げられる。また、複数種類の焼結方法を組合せてもよい。
　また、焼結温度の上限は特に限定されるものではないが、１８００℃以下が好ましい。１８００℃を超えた温度でも焼結は可能である。一方、焼結温度を１６００～１８００℃の範囲内にすることにより、焼結助剤同士の反応を均質にすることができる。これにより、組成ずれの小さい粒界相を形成することができる。また、焼結温度が低い方が焼結助剤同士の反応を均質化できる。このため、焼結温度は１６００～１８００℃、さらには１６００～１７００℃の範囲内が好ましい。特に、一次焼結を１６００～１８００℃、さらには１６００～１７００℃の範囲内で行うことが好ましい。一次焼結とは脱脂体を焼結する工程である。一次焼結工程で作製した焼結体をもう一度焼結する工程を二次焼結と呼ぶ。摩擦攪拌接合用ツール部材の製造では二次焼結はＨＩＰで行うことが好ましい。ＨＩＰ焼結により、粒界相の最大径が小さく、緻密な焼結体を得ることができる。
　得られた焼結体に対し、必要に応じ、摩擦面に相当する部位を研磨加工するものとする。研磨加工により、摩擦面の表面粗さＲａを５μｍ以下にするものとする。研磨加工はダイヤモンド砥石を用いた研磨加工であることが好ましい。また、突起型接合ツール部材の場合は、必要に応じ、ショルダー部の表面研磨加工を行うものとする。また、摩擦面やショルダー部以外の部分に関しても、必要に応じ、研磨加工を施すものとする。
　また、研磨加工による表面粗さＲａ、最大断面高さＲｔの制御は、研磨加工条件を変えることにより実施することができる。例えば、ダイヤモンド砥石の番手を変えながら複数回、研磨工程を実施する方法が挙げられる。
（実施例）
（実施例１～６および比較例１～２）
　窒化珪素粉末として平均粒径が１μｍであるα型粉末を用意した。次に、焼結助剤粉末として表１に示すものを用意した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記窒化珪素粉末と焼結助剤粉末とを混合して各原料粉末を調製した。次に、各原料粉末をボールミルで混合した後、有機バインダを２質量％混合した。その後、ＣＩＰ成形して、ロッド状の成形体を作製した。その後、図２に示したような突起型にグリーン加工した。
　次に突起型の成形体に対して、温度１６００～１８００℃×５時間で、窒素雰囲気中で常圧焼結した。その後、温度１７００℃×２時間で、ＨＩＰ焼結を行った。突起型プローブの形状は、図２に示す通りであり、土台部５は直径２０ｍｍ×厚さ２０ｍｍであり、突起部４が直径１０ｍｍ×厚さ５ｍｍとした。
　得られた焼結体に対し、α－サイアロン結晶粒子の有無、粒界相の最大径、ランタノイド元素の組成ずれ２０％以下、を調査した。
　α－サイアロン結晶粒子の有無はＸＲＤで分析した。ＸＲＤの測定条件は、Ｃｕターゲット（Ｃｕ－Ｋα）を使用し、管電圧を４０ｋＶ、管電流を４０ｍＡ、スキャンスピードを２．０°／ｍｉｎ、スリット（ＲＳ）を０．１５ｍｍ、走査範囲（２θ）は１０°～６０°にて行った。また、窒化珪素焼結体の任意の断面を表面粗さＲａ１μｍ以下に研磨した研磨面をＸＲＤ観察した。α－サイアロン結晶粒子が存在すると、２９．６±０．３°および３１．０±０．３°にピークが検出される。これらのピークが検出されたものをα－サイアロン結晶粒子「有り」、検出されなかったものを「無し」と表示した。
　また、粒界相の最大径およびランタノイド元素の組成ずれ２０％以下に関してはＴＥＭ分析およびＥＤＳ分析により行った。ＴＥＭ分析は窒化珪素焼結体の任意の断面から切り出した試料（厚さ３０μｍ）の表面にカーボン被膜を設けたものを測定用試料とした。任意の断面において単位面積５μｍ×５μｍのランタノイド元素のカラーマッピングを行った。倍率２０００倍以上の拡大写真を用いた。単位面積５μｍ×５μｍに写る個々のランタノイド元素領域の最も長い対角線を最大径とし、単位面積中に写る最も長い値を粒界相の最大径として示した。また、ランタノイド元素のカラーマッピング機能を使って単位面積５μｍ×５μｍ中にランタノイド元素濃度のずれが２０％を超えた粒界相の有無を調べた。ランタノイド元素の組成ずれが２０％以下のものを「○」、組成ずれが２０％を超えたものを「×」とした。また、比較例１～２はランタノイド元素の代わりにイットリウム元素について分析した。
　また、前述のカラーマッピング画像を用いて、個々の粒界相のアスペクト比を求めた。アスペクト比は個々の粒界相の最も長い対角線を長径、その中心を垂直に延ばした対角線を短径とした。長径／短径＝アスペクト比とした。
　その結果を下記表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示す結果から明らかなように、各実施例に係る窒化珪素焼結体には、α－サイアロン結晶粒子が存在した。また、３３．６±０．３°および３６．１±０．３°にピークが検出されたため、β－窒化珪素結晶粒子が共存していることも判明した。また、粒界相の最大径は１μｍ以下であった。また、組成ずれも２０％以内であった。
　また、ランタノイド元素以外のマッピングを行ったところ、Ｈｆ（ハフニウム）、Ａｌ（アルミニウム）、Ｏ（酸素）がランタノイド元素と同じ場所に検出されており、個々の粒界相はランタノイド元素－Ｈｆ－Ａｌ－Ｏ結晶化合物が主体であることが確認された。
　また、各実施例に係る窒化珪素焼結体は、いずれも粒界相のアスペクト比が１．５以下であった。それに対し、比較例のものはアスペクト比が２．４以上の箇所が観察された。
　次に、得られた焼結体の摩擦面２に相当する部位に対し、ダイヤモンド砥石を使用して研磨加工を実施した。研磨加工後の表面粗さＲａは２μｍとした。また、摩擦面２の最大断面高さＲｔは８μｍであった。
　また、各実施例および比較例についてはショルダー部３についても研磨加工を実施した。その結果、ショルダー部３の表面粗さＲａは５μｍであり、最大断面高さＲｔは１３μｍであった。
　なお、それぞれＲａ、Ｒｔの測定はＪＩＳ－Ｂ－０６０１に準じて、カットオフ長さ０．８ｍｍで実施した。また、ショルダー部３の表面粗さは内側から外側に向けて測定針を動かしながらＲａ、Ｒｔを測定した。
　このような方法により、各実施例および比較例に係る窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合用ツール部材を作製した。
　次に、各実施例および比較例に係る窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合用ツール部材について、ビッカース硬度、破壊靭性値、３点曲げ強度、酸化増量、摩擦係数を測定した。ビッカース硬度はＪＩＳ－Ｒ１６１０に準拠して測定し、破壊靭性値はＪＩＳ－Ｒ－１６０７に準拠して測定した。また、破壊靭性値はＩＦ法に基づいて新原の式で求めた。また、酸化増量は、窒化珪素焼結体を大気中１２００℃で１００時間保持した後の酸化増量を表面積１ｃｍ２当りに換算した重量とした。
　また、摩擦係数の測定は、先端が球形のピンを平板上にて往復摺動させることで測定した。試験条件は、往復摺動速度を２０ｍｍ／ｓｅｃ、室温、大気中、無潤滑とした。なお、ピンの球面の表面粗さＲａは０．１μｍ、平板の表面粗さＲａは０．３μｍとした。なお、平板の表面は、摺動方向と直角に研削加工し、表面粗さは、摺動方向を測定した。また、ピンと平板は同材質で形成したものである。例えば、実施例１は実施例１の窒化珪素焼結体を用いて、ピンと平板を形成したものである。
　その測定結果を下記表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　各実施例に係る窒化珪素焼結体は、ビッカース硬度、破壊靭性、耐酸化性、摩擦係数のいずれについても優れた特性を示した。酸化増量は、いずれも１０×１０－５ｗｔ％／ｃｍ２以下であった。
　また、摩擦係数は０．６以上であった。摩擦係数はμ＝Ｆ／Ｐ、Ｆは摩擦力、μは摩擦係数、Ｐは荷重、であらわされる。摩擦係数が小さい方が滑らかな表面であることを示す。摩擦係数が０．６以上であるということは比較例よりも摩擦力が高いことを示す。摩擦力が高いことは摩擦攪拌力の向上につながる。
　次に各実施例および比較例に係る接合ツール部材に関して耐久性試験を実施した。耐久性試験としては、冷間圧延鋼板（厚さ１．０ｍｍ）と冷間圧延鋼板（厚さ１．０ｍｍ）とを摩擦攪拌接合することにより実施した。摩擦攪拌接合装置に、各実施例および比較例に係る接合ツール部材をセットして、２０００サイクルの耐久性試験を行った。接合工程は、表３に示した回転速度（ｒｐｍ）にて４秒間、接合ツール部材を押圧して接合する作業を１サイクルとした。
　接合ツール材としての耐久試験の合否は、上記２０００サイクル目に摩擦攪拌接合された冷間圧延鋼板の引張せん断試験を実施し、ＪＩＳ－Ｚ－３１４０で規定するＡ級の引張強度（ｋＮ）が得られたものを合格とした。
　また、押圧条件を表４に示すように変えて耐久性試験を行った。その試験結果を下記表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　上記表５に示す結果から明らかなように、各実施例に係る接合ツール部材は、いずれも優れた耐久性を示した。また、比較例２との比較でも明らかなように、ビッカース硬度、破壊靭性値が高くても焼結助剤成分量が１５質量％を超えて過多であると、摩擦攪拌接合用接合ツール部材としては耐久性が低下することが判明した。これは、耐酸化性および摩擦係数の向上が利いたためである。
（実施例７～１１）
　実施例３の接合ツール部材に対し、表６に示す表面粗さとなるように表面研磨加工を実施した。表面粗さの測定方法は実施例３と同様である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　各実施例７～１１に係る接合用ツール部材に対して、実施例３と同一条件で耐久性試験を実施し摩擦撹拌接合部の引張強度を測定した。その測定結果を下記表７に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　上記表７に示す結果から明らかなように、摩擦面の表面粗さＲａが５μｍ以下、Ｒｔが２０μｍ以下、ショルダー部の表面粗さＲａ１０μｍ以下、Ｒｔ６０μｍ以下である各実施例６～１０は優れた耐久性を示すことが判明した。
　また、表面粗さが大きな実施例１１は、試験条件が厳しくなると不合格であった。これはツール部材表面の耐久性が低下したために攪拌力が低下したためである。このように、窒化珪素焼結体における焼結助剤量の制御のみならず、表面粗さの制御を組合せることにより、接合用ツール部材の性能が向上することが判明した。
　次に、摩擦攪拌接合用ツール部材の長期寿命について測定した。実施例１～１１および比較例１～２に係るツール部材に関して、試験条件１（回転速度１０００ｒｐｍ、接合時間４秒）にて５０００サイクル後の接合強度を測定した。
　その測定結果を下記表８に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　上記表８に示す結果から明らかなように、各実施例に係るツール部材は、長期寿命に優れていた。これは窒化珪素焼結体の耐酸化性および摩擦係数を向上させているためである。
　以上、本発明のいくつかの実施形態を例示したが、これらの実施形態は、例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これら新規な実施形態は、その他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更などを行うことができる。これら実施形態やその変形例は、発明の範囲や要旨に含まれるとともに、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれる。また、前述の各実施形態は、相互に組み合わせて実施することができる。
１…（円柱型）摩擦攪拌接合用接合ツール部材
１ａ…（突起型）摩擦攪拌接合用接合ツール部材
１ｂ…（球型）摩擦攪拌接合用接合ツール部材
２…摩擦面
３…ショルダー部
４…突起部
５…土台部

Claims (12)

  1. 窒化珪素焼結体から成る摩擦攪拌接合用ツール部材であって、上記窒化珪素焼結体は窒化珪素以外の添加成分を１５質量％以下含有すると共に、添加成分はランタノイド元素から選択される少なくとも１種と、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｍｏから選択される少なくとも１種を含有することを特徴とする窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合用ツール部材。
  2. 前記添加成分として、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃから選択される１種または２種以上を具備することを特徴とする請求項１記載の窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合用ツール部材。
  3. 前記ランタノイド元素は、Ｙｂ、Ｅｒ、Ｌｕ、Ｃｅから選択される少なくとも１種であることを特徴とする請求項１ないし請求項２のいずれか１項に記載の窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合用ツール部材。
  4. 前記ランタノイド元素は金属単体換算で１～１０質量％含有されることを特徴とする請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合用ツール部材。
  5. 前記窒化珪素焼結体の粒界相の最大径が１μｍ以下であることを特徴とする請求項１ないし請求項４のいずれか１項に記載の窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合用ツール部材。
  6. 前記窒化珪素焼結体の組織の単位面積５μｍ×５μｍについて、個々の粒界相のランタノイド元素の濃度分布をＴＥＭ分析により分析したとき、個々の粒界相のランタノイド元素濃度のばらつきが平均値に対して±２０％以内であることを特徴とする請求項１ないし請求項５のいずれか１項に記載の窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合用ツール部材。
  7. 前記窒化珪素焼結体の粒界相のアスペクト比が１．５以下であることを特徴とする請求項１ないし請求項６のいずれか１項に記載の窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合用ツール部材。
  8. 前記窒化珪素焼結体は大気中１２００℃で１００時間保持した後の酸化増量が表面積１ｃｍ２当り１０×１０－５ｗｔ％／ｃｍ２以下であることを特徴とする請求項１ないし請求項７のいずれか１項に記載の窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合用ツール部材。
  9. 前記窒化珪素焼結体の摩擦面の表面粗さＲａが５μｍ以下であることを特徴とする請求項１ないし請求項８のいずれか１項に記載の窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合用ツール部材。
  10. 請求項１ないし請求項９のいずれか１項に記載の窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合用ツール部材を搭載したことを特徴とする摩擦攪拌接合装置。
  11. ２以上の被接合材を重ね合わせ、摩擦攪拌接合用ツールを回転速度３００ｒｐｍ以上で回転させながら被接合材に押し当てることを特徴とする請求項１０に記載の摩擦攪拌接合装置を用いた摩擦攪拌接合方法。
  12. 前記被接合材が、鉄鋼であることを特徴とする請求項１１記載の摩擦攪拌接合方法。
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