(57)【要約】  本発明の実施形態に係るセラミック材料は、β−サイアロン（Ｓｉ（６−ｚ）ＡｌｚＯｚＮ（８−ｚ））、多型１５Ｒおよび粒間相からなり、イットリウムを含有し、前記多型１５Ｒは双晶結晶粒（ｔｗｉｎ  ｇｒａｉｎ）を含む。【選択図】図１
2018500259.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
β−サイアロン（Ｓｉ（６−ｚ）ＡｌｚＯｚＮ（８−ｚ））、多型１５Ｒおよび粒間相からなり、イットリウムを含有するセラミック材料において、
前記多型１５Ｒは双晶結晶粒（ｔｗｉｎ  ｇｒａｉｎ）を含む、セラミック材料。
【請求項２】
３４°の２θ値における１５ＲピークのＣｕ−ＫαＸ線回折パターンのピーク高さと、３３°の２θ値におけるβ−サイアロンの同じ回折パターンのピーク高さとの比で測定された前記多型１５Ｒの量は２５〜５５％である、請求項１に記載のセラミック材料。
【請求項３】
請求項１乃至２に記載の材料で製作される、チップ形成金属機械加工用切削工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐熱合金（ＨＲＳＡ）の機械加工に適した耐摩耗性および靭性を有する窒化ケイ素系セラミック材料、および該セラミック材料からなる切削工具に関する。
【背景技術】
【０００２】
セラミック材料の高い高温硬度のために、切削工具用セラミック材料は、高温で高い硬度、高い引張強度および低い熱拡散性を有する作業物の機械加工に適し、しばしば耐熱合金（Ｈｅａｔ  Ｒｅｓｉｓｔａｎｔ  Ｓｕｐｅｒ  Ａｌｌｏｙｓ、ＨＲＳＡ）として使用されるニッケル系またはコバルト系材料などの自硬性（ｓｅｌｆ−ｈａｒｄｅｎｉｎｇ）材料に特に適する。
【０００３】
多くの切削工具用窒化ケイ素系材料は、焼結助剤として酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）を用いて製造される。アルミニウムと酸素は、窒化シリコンの結晶構造においてそれぞれシリコンと窒素を代替することができるので、いわゆるサイアロン（Ｓｉａｌｏｎ）セラミックを形成することができる。サイアロンセラミックは、Ｓｉ−Ａｌ−Ｏ−Ｎから構成され、しばしば陽イオンＭｅによって付加的に安定化できる。ここで、Ｍｅｎ＋は、多数の希土類金属と適切なイオン半径（ｒ＜１．０Å）を有する物質であり得る。例えば、Ｙ、Ｙｂ、Ｄｙ、Ｌｕ、Ｌｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｓｃなどのランタナイド（Ｌａｎｔｈａｎｉｄｅｓ）から選択できる。
【０００４】
Ｉｚｈｅｖｓｋｉｙ  Ｖ  Ａ、Ｇｅｎｏｖａ  Ｌ  Ａ、Ｂｒｅｓｓｉａｎｉ  Ｊ  ＣおよびＡｌｄｉｎｇｅｒ  Ｆの「Ｐｒｏｇｒｅｓｓ  ｉｎ  ＳｉＡｌＯＮ  ｃｅｒａｍｉｃｓ」、Ｊ．Ｅｕｒ．Ｃｅｒａｍ．Ｓｏｃ．２０、２２７５〜２２９５（２０００）を参照すると、多くのサイアロン相が検出され、特徴付けられるが、切削工具材料に使用される主な相はα−サイアロン相であるＲｘＳｉ１２−（ｍ＋ｎ）Ａｌ（ｍ＋ｎ）ＯｎＮ（１６−ｎ）（１．０＜ｍ＜２．７；ｎ＜１．２）の状態で残り、ここで、Ｒは前述した金属、またはイオン半径が１．０Åよりも小さいランタノイドのうちのいずれかであり、β−サイアロンはＳｉ６−ｚＡｌｚＯｚＮ（８−ｚ）（０＜ｚ＜４．２）である。
【０００５】
焼結の際に、通常、窒化ケイ素、アルミナ、ＡｌＮまたは幾つかのサイアロン多相（ｐｏｌｙｐｈａｓｅ）（または多型（ｐｏｌｙｔｙｐｅ））の組成物として使用される、例えば１２Ｈ、２１Ｒなどの原料は、ランタノイドまたは金属またはランタノイドの酸化物と共に一時的な溶融物を形成する。この溶融物からα−およびβ−サイアロン相と（もし、Ｙが前述した金属イオンＲとして使用されると、）、場合により、例えばＹＡＧ、黄長石（ｍｅｌｉｌｉｔｅ）、Ｂ相、１２Ｈなどのさまざまな相が結晶化される。焼結の後、結晶状粒子のうちの粒間相が残る。生成された粒間相の量は使用された原料の組成と焼結条件によって影響を受ける。
【０００６】
金属イオンは、α−サイアロン相を安定化させるだけでなく、焼結の際にサイアロン結晶を形成する触媒として作用することができる。通常、β相において細長いサイアロン粒子の形成を助けるが、細長いα−サイアロン粒子も生産される。（Fang-Fang X, Shu-Lin W, Nordberg L-O, Ekstreom Tの "Nucleation and Growth of the Elongated α'-SiAlON", J. Eur. Ceram. Soc. 17(13) 1631-1638 (1997)参照）
ＵＳ７，６２９，２８１は、βサイアロン、１２Ｈ、粒子間非晶質または部分結晶相、およびイットリウムを含むセラミック材料を示す。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】韓国公開特許第１０−２００８−００６１３１４号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明が解決しようとする課題は、耐熱合金を機械加工するための耐摩耗性および靭性を有する金属切削工具用窒化ケイ素系セラミック材料を提供することにある。
【０００９】
本発明が解決しようとする課題は、耐熱合金を機械加工するための耐摩耗性および靭性を有する金属切削工具用窒化ケイ素系セラミック材料からなる切削工具を提供することにある。
【００１０】
本発明の課題は上述した課題に制限されず、上述していない別の課題は以降の記載から当業者に明確に理解できるだろう。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記課題を解決するための本発明の実施形態に係るセラミック材料は、β−サイアロン（Ｓｉ（６−ｚ）ＡｌｚＯｚＮ（８−ｚ））、多型１５Ｒおよび粒間相からなり、イットリウムを含有し、前記多型１５Ｒは双晶結晶粒（ｔｗｉｎ  ｇｒａｉｎ）を含む。
【００１２】
本発明の実施形態に係るセラミック材料において、３４°の２θ値における１５ＲピークのＣｕ−ＫαＸ線回折パターンのピーク高さと、３３°の２θ値におけるβ−サイアロンの回折パターンのピーク高さとの比で測定された前記多型１５Ｒの量は２５〜５５％である。
【００１３】
本発明のその他の具体的な事項は詳細な説明および図面に含まれている。
【発明の効果】
【００１４】
本発明の実施形態に係るセラミック材料は、耐熱合金を加工する上で切削工具インサートに使用できる耐摩耗性および靭性を有する。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】本発明の実施形態に係るセラミック材料のＸ線回折パターンを示す。
【図２】本発明の実施形態に係るセラミック材料の透過電子顕微鏡写真である。
【図３】多型１５Ｒの比率によるビッカース硬度（ＨＶ）の変化を示す図である。
【図４】多型１５Ｒの比率によるロックウェル硬度（ＨＲａ）の変化を示す図である。
【図５】多型１５Ｒの比率による破壊靭性（ＫＩＣ）の変化を示す図である。
【図６】多型１５Ｒの比率による脆性度（ＢＩ）の変化を示す図である。
【図７】多型１５Ｒの比率による耐摩耗度（ＲＷ）の変化を示す図である。
【図８】本発明の実施形態に係る切削工具のミリングテスト（ｍｉｌｌｉｎｇ  ｔｅｓｔ）結果を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明の前記および他の目的、特徴および利点は、添付図面参照の下、次の好適な実施形態の詳細な説明からこの分野の当業者にさらに明確に理解されるであろう。
【００１７】
本発明の実施形態に係るセラミック材料の製造に使用される原料の比率を表１に示す。セラミック材料を製造する触媒として使用できる金属イオンを含む物質であるＹ２Ｏ３の含有量とＭｇＯの含有量との和は４重量％と固定した。
【００１８】
【表１】
2018500259.tif 000003
【００１９】
表１に示すような重量％で混合されている粉末混合物に溶媒としてのメタノール、分散剤およびバインダーを加え、ボールミル（ｂａｌｌ  ｍｉｌｌ）で約２０時間粉砕する。このように粉砕することにより、原料物質を含むスラリーを製造する。
【００２０】
スラリーを製造するための粉砕の後、スラリーは、スプレードライヤー（ｓｐｒａｙ  ｄｒｙｅｒ）によって粒状化する。粒状化した原料物質を篩に掛けてその篩を通過させることにより、粉末を採取する。
【００２１】
採取された粉末を圧縮して成形体を作る。成形体は、脱脂工程（ｄｅ−ｂｉｎｄｉｎｇ）を経て、１６８０℃〜１８２０℃で２時間ガス加圧焼結（ｇａｓ  ｐｒｅｓｓｕｒｅ  ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ）によって焼結および緻密化される。
【００２２】
表１に示されている実験例から得られた、上述の過程によって製造されたセラミック材料は、表２に示す。また、Ｘ線回折分析によって、製造されたセラミック材料を分析した。
【００２３】
図１は本発明の実施形態に係るセラミック材料のＸ線回折パターンを示す。参考までに、図１において、βはβ−サイアロン（Ｓｉ６−ｚＡｌｚＯｚＮ（８−ｚ））を示し、１５Ｒは多型１５Ｒ相（ｐｈａｓｅ）を示す。また、図１は例示的に実験例１４（Ｎｏ．１４）のＸ線回折パターンを示している。
【００２４】
【表２】
2018500259.tif 000004
【００２５】
図１を参照すると、本発明の実施形態に係るセラミック材料は、β−サイアロンを含んでいるだけで、α−サイアロンは含んでいないことが分かる。また、図１に示されている３４°付近のピークおよび多数の衛星ピークに基づいて、本発明の実施形態に係るセラミック材料は多型１５Ｒ相を含んでいることが分かる。
【００２６】
また、図１に示されているようなＸ線回折パターンに基づいて、本発明の実験例によって製造されたセラミック材料に含まれているβ−サイアロンのｚ値が決定できる。
【００２７】
これに加えて、多型１５Ｒ相の量は、３４°の２θ値（ｂ）における１５ＲピークのＣｕＫαＸ線回折パターンのピーク高さと３３°の２θ値（ａ）におけるβ−サイアロンピークのＣｕＫαＸ線回折パターンのピーク高さとの比に基づいて決定できる。
【００２８】
図２は本発明の実施形態に係るセラミック材料の透過電子顕微鏡写真である。参考までに、図２は実験例１４（Ｎｏ．１４）から製作された試験片の透過電子顕微鏡写真である。図２に示すように、セラミック材料はβ−サイアロン、多型１５Ｒ相、およびβ−サイアロンと多型１５Ｒ相との粒間相からなる。
【００２９】
因みに、図２を参照すると、多型１５Ｒ相は、明るい帯と暗い帯が繰り返し積層された結晶粒を含んでいることが分かる。このような結晶粒は双晶結晶粒（ｔｗｉｎ  ｇｒａｉｎ）でありうる。すなわち、本発明の実施形態に係るセラミック材料において、多型１５Ｒ相は双晶結晶粒（ｔｗｉｎ  ｇｒａｉｎ）を含んでいることが分かる。
【００３０】
セラミック材料を製造するための原料のうち、ＭｇＯが含まれている実験例２および実験例１０は、多型１５Ｒ相が形成されない。言い換えれば、実験例１〜１５のうち、多型１５Ｒが形成される実験例は触媒物質としてＹ２Ｏ３が使用される。
【００３１】
したがって、本発明の実施形態に係るセラミック材料は、β−サイアロン、多型１５Ｒ相、およびβ−サイアロンと多型１５Ｒ相との粒間相からなり、セラミック材料は、原料物質に含まれていたイットリウム（Ｙ）を含有することができる。また、本発明の実施形態に係るセラミック材料において、多型１５Ｒ相は双晶結晶粒（ｔｗｉｎ  ｇｒａｉｎ）を含むことができる。
【００３２】
＜評価１＞
実験例１乃至１６に対するビッカース硬さ（ＨＶ）、ロックウェル硬さ（ＨＲａ）および破壊靭性（ｆｒａｃｔｕｒｅ  ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ、ＫＩＣ）を測定し、その結果を表３に示す。表３において、ビッカース硬さ（ＨＶ）の単位はｋｇｆ／ｍｍ２であり、破壊靭性（ＫＩＣ）の単位はＰａ・ｍ１／２である。
【００３３】
【表３】
2018500259.tif 000005
【００３４】
表３のビッカース硬さ（ＨＶ）は、対面角１３６°の正四角錐形状に研磨されたダイヤモンド圧子を１０ｋｇの荷重で圧着して凹部の対角線を測定した。この際、圧子の降下速度を１５０μｍ／ｓとし、１５秒間圧入時間を維持した。
【００３５】
表３のロックウェル硬さ（ＨＲａ）は、指定された形状の鋼球またはダイヤモンド円錐圧子を用いて最初に基準荷重を加え、次いで試験荷重（本発明の測定では６０ｋｇｆ）まで荷重を増加させた後、最初の基準荷重に戻ってくる。この前後２回の基準荷重時におけるくぼみ深さの差に基づいて定義される硬さである。
【００３６】
表３の破壊靭性（ＫＩＣ）は、Ｌａｗｎ Ｂ． Ｒ．とＦｕｌｌｅｒ Ｅ．Ｒ． のＥｑｕｉｌｉｂｒｉｕｍ  ｐｅｎｎｙ−ｌｉｋｅ  ｃｒａｃｋｓ  ｉｎ  ｉｎｄｅｎｔａｔｉｏｎ  ｆｒａｃｔｕｒｅ． Ｊ． Ｍａｔ． Ｓｃｉ． １２：２０１６−２０２４（１９７５）に示される［数式１］を用いて測定した。
【００３７】
【数１】
2018500259.tif 000006
【００３８】
式中、Ｐは圧入荷重（１０ｋｇ）を示し、ｃはクラック長さを示す。
【００３９】
図３は多型１５Ｒの比率によるビッカース硬さ（ＨＶ）の変化を示す図である。図４は多型１５Ｒの比率によるロックウェル硬さ（ＨＲａ）の変化を示す図である。図５は多型１５Ｒの比率による破壊靭性（ＫＩＣ）の変化を示す図である。
【００４０】
図３および図４を参照すると、多型１５Ｒの比率が増加するにつれてビッカース硬さ（ＨＶ）またはロックウェル硬さ（ＨＲａ）は減少する傾向を示している。
【００４１】
しかし、図５において、実験例１５を除外する場合、多型１５Ｒの比率が増加するにつれて破壊靭性（ＫＩＣ）が増加する傾向を示すといえる。
【００４２】
また、互いに異なる多型１５Ｒの比率による脆性度（Ｂｒｉｔｔｌｅｎｅｓｓ  Ｉｎｄｅｘ、ＢＩ）と耐摩耗度（Ｗｅａｒ  Ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ、ＲＷ）を表４に示す。
【００４３】
【表４】
2018500259.tif 000007
【００４４】
表４の脆性度（ＢＩ）はビッカース硬さ（ＨＶ）には比例するが、破壊靭性（ＫＩＣ）には反比例する傾向がある。表４における脆性度（ＢＩ）を求めるために使用した式は、数式２のとおりである。
【００４５】
【数２】
2018500259.tif 000008
【００４６】
表４の耐摩耗度（ＲＷ）は、化学的摩耗（ｃｈｅｍｉｃａｌ  ｗｅａｒ）を除いた摩擦摩耗に対する指標であって、ビッカース硬さ（ＨＶ）に反比例するが、破壊靭性（ＫＩＣ）には比例する傾向がある。また、ビッカース硬さ（ＨＶ）より破壊靭性（ＫＩＣ）の変化にさらに敏感であることが分かる。表４における耐摩耗度（ＲＷ）を求めるために使用した式は数式３のとおりである。
【００４７】
【数３】
2018500259.tif 000009
【００４８】
図６は多型１５Ｒの比率による脆性度（ＢＩ）の変化を示す図である。図７は多型１５Ｒの比率による耐摩耗度（ＲＷ）の変化を示す図である。
【００４９】
表４、図６および図７を参照すると、多型１５Ｒ相の比率が増加すると、耐摩耗性は増加し、脆性度は減少する傾向を示す。すなわち、図３は多型１５Ｒの比率が増加するにつれてビッカース硬さ（ＨＶ）が減少する傾向を示し、図５は実験例１５を除けば、多型１５Ｒの比率が増加するにつれて破壊靭性（ＫＩＣ）が増加する傾向を示すので、表４、図６および図７に示される傾向と類似する。
【００５０】
さらに具体的には、多型１５Ｒ相の比率が２５％以上５５％以下であるセラミック材料は、他の範囲の多型１５Ｒ相を含むセラミック材料よりも脆性度は低いが、耐摩耗性は高いことが分かる。
【００５１】
本発明の実施形態に係るセラミック材料において、多型１５Ｒ相の量は２５％乃至５５％であり得る。
【００５２】
例えば、実験例１４のように多型１５Ｒ相の比率が高いセラミック材料を加工して切削工具インサートとして製造する場合には、切削工具インサートの耐摩耗性が良いことを予測することができる。
【００５３】
＜評価２＞
表１の実験例１０、実験例１１および実験例１４で製造されたセラミック材料を用いて、切削工具であるインサートを作った。それぞれのインサートは、７４０ｍ／ｍｉｎの速度、０．１ｍｍ／ｒｅｖの移動速度、１．５ｍｍの切削深さ、および２０ｍｍの切削幅を利用するインコネル７１８の旋削作業で試験された。切削油は使用されなかった。
【００５４】
フランク摩耗深さ（Ｖｂ）が０．４５ｍｍになるまで、各インサートによって耐えられたサイクルの回数が記録された。
【００５５】
図８は本発明の実施形態に係る切削工具のミリングテスト結果を示す図である。
【００５６】
図８は実験例１０の多型１５Ｒを含まないβ−サイアロンを用いて作った切削工具の寿命を基準とする。
【００５７】
多型１５Ｒを含まないβ−サイアロンを用いて作った切削工具の寿命を１００とする場合、５．６４％の多型１５Ｒとβ−サイアロンを含むセラミック材料（実験例１１）を用いて作った切削工具の寿命は１０４であり得る。
【００５８】
また、多型１５Ｒを含まないβ−サイアロンを用いて作った切削工具の寿命を１００とする場合、４８．８％の多型１５Ｒとβ−サイアロンを含むセラミック材料（実験例１４）を用いて作った切削工具の寿命は２６６であり得る。
【００５９】
図８のミリングテスト結果から、多型１５Ｒの比率が高い実験例１４のセラミック材料を用いて作った切削工具の寿命が最も長いことが分かる。言い換えれば、多型１５Ｒの比率が高い実験例１４のセラミック材料を用いて作った切削工具の耐摩耗性が、多型１５Ｒの比率が低い実験例１１のセラミック材料を用いて作った切削工具の耐摩耗性だけでなく、多型１５Ｒを含まない実験例１０のセラミック材料を用いて作った切削工具の耐摩耗性よりも良いことが分かる。
【００６０】
図８のミリングテスト結果は表４および図７が示す傾向と一致することが分かる。
【００６１】
本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者は、本発明が、その技術的思想または必須的な特徴を変更することなく他の具体的な形態で実施できることを理解することができるであろう。したがって、上述した実施形態は、すべての面で例示的なもので、限定的なものではないと理解すべきである。本発明の範囲は、上述した詳細な説明よりは、後述する特許請求の範囲によって定められ、特許請求の範囲の意味および範囲並びにその均等概念から導出されるすべての変更または変形形態が本発明の範囲に含まれるものと解釈されるべきである。
【図１】
2018500259.tif 000010
【図２】
2018500259.tif 000011
【図３】
2018500259.tif 000012
【図４】
2018500259.tif 000013
【図５】
2018500259.tif 000014
【図６】
2018500259.tif 000015
【図７】
2018500259.tif 000016
【図８】
2018500259.tif 000017
【国際調査報告】
2018500259.tif 000018
2018500259.tif 000019