MA-SPS プロセスを用いた(Ti,Al)N 系高耐摩耗性材料の創成
苫小牧工業高等専門学校 創造工学科 機械系
准教授 浅見 廣樹（平成 29 年度 一般研究開発助成 AF-2017027）

キーワード：窒化チタンアルミニウム，メカニカルアロイング，放電プラズマ焼結

１．研究の目的と背景
炭化タングステン－コバルト（WC-Co）系超硬合金は，硬度・靭性ボールと粉末の重量比は 25 : 1 とした．また，本研究では潤滑剤となど工具に必要とされる性能を高いレベルで併せもつ事より，現在して 4 mass.%のステアリン酸を同時に投入した．粉砕容器は，SUSなお，最も使用される工具材料となっている．しかし一方で，さらな製の雰囲気制御容器内に収め，ロータリーポンプにより真空引き後，る生産性向上やレアメタル問題の観点より，将来に向けて，この高純度 N2 ガスを導入し雰囲ガス圧力が 0.7 MPa となるように調整しWC-Coの代替となる工具の開発は必須の課題である．このような代た．MA 処理には，Fritsch 社製の遊星型ボールミル P-5 を用い，公替材料の開発として，炭窒化チタン（Ti(C,N)）や立方晶窒化ホウ素

転回転数 400 rpm にて MA 処理を行った．複数回の MA 処理を与（c-BN）などを基材としたサーメット工具材料に関する研究がえる際には，粉末をポッドから一度回収した後，同じ手順を繰り返し数多くなされてきている．しかしながら，これまでに代替とな行った．

りえるほどには生産量は伸びていない．

SPS法による粉末の焼結には，(株)シンターランド製LABOX-125

この WC-Co の代替材料開発という課題に対して著者らは，窒を用いた．試料充填部は，φ40（φ15.4）×30 mm の黒鉛ダイおよび化チタンアルミニウム（(Ti,Al)N）系サーメット材料の開発を考えた．

φ20×25 mm の黒鉛パンチにより構成し，黒鉛ダイ中への粉末充填(Ti,Al)N は，高硬度であると同時に優れた耐酸化性を有する材料量は 5.0 g とした. また離型のために，黒鉛型と黒鉛パンチの隙間であり，特に炭素鋼の高速切削に対して優れた切削性能を示すこおよび黒鉛パンチと試料粉末の間には, 厚さ 0.2 mm の黒鉛シートとより，切削工具等への耐摩耗性コーティングとして最も利用されるを挟んだ．焼結時は，まずチャンバー内を 10 Pa 以下まで真空排気材料となっている．その優れた特性をバルク体として利用することし，加圧力が 50 MPa となるように負荷を調整した．その後，直流パを目的として，これまでに(Ti,Al)N の焼結体作製については数多くルス電流を印加して約 80 ºC/min で昇温させ，ラムの変位挙動におの研究がなされてきたが，(Ti,Al)N は標準自由生成エネルギーのいて焼結による体積収縮が完了し熱膨張に転じたと考えられる温高さから粉末合成自体が難しく，未だその作製には至っていない．

度にて 10 min 保持した．保持時間の終了後に通電・加圧を止め，しかしながら，仮に(Ti,Al)N をバルク体化できるようになれば，これチャンバー内に N2 ガスを流入し 600 °C 以下となるまで 150 °C/minを基材とすることにより，WC-Co の代替となり得るサーメット工具材以上の速度で冷却させた．

料の開発が可能ではないかと考えられる．

合成した粉末と焼結体の結晶相同定には，X 線回折装置（XRD,これまでに著者らは，メカニカルアロイング（MA）法と放電プラズ

BRUKER 製, New D8 ADVANCE）を用いた．XRD は，入射 X 線とマ焼結（SPS）法を組み合わせることにより，一般的に作製が困難として波長 λ = 0.15418 nm の CuK線を使用し，管電圧 40 kV，管電される窒化チタン（TiN）や窒化クロム（CrN）の焼結体作製が比較的

流40 mA，スキャンステップ幅0.01 °でθ/2θ 法により結晶相を同定し簡単にできることを明らかにしてきた 1,2)．一方，これまでに Miki らた．焼結体の組織観察には，走査型電子顕微鏡（SEM，JEOL 製，により，Ti 粉末と Al 粉末を N2 ガス雰囲気下において MA 処理を行JCM5100LA)を使用し，加速電圧 20 kV で観察を行った．焼結体のうと，Ti および Al は N を吸収し(Ti,Al)N 相を形成することが報告さ

硬さ測定は, ビッカース硬度計（明石製作所，AVK）を用いて行っれている 3,4)．本研究では，この著者らの知見を基に，MA 法と SPSた．硬さ測定では，7 回測定した値について，最大値と最小値を除法を組み合わせた(Ti,Al)N 焼結体の作製および(Ti,Al)N 系サーメいた 5 回の平均値を硬さとした．測定時の押し込み荷重は 98 N とし，ットの作製に関する研究を行った．特に今回は，(Ti,Al)N 焼結体作荷重保持時間を 10 s として測定した．また，硬さ測定の際に圧痕に製に関する研究成果に関して報告をする．

生じたクラック長より，式(1)を用いて破壊靭性値KIc を評価した 5）．式
中において a はビッカース圧痕の平均対角線長さの半分，c は圧痕

２．実験方法中央からクラック先端までの長さ，HV はビッカース硬さを示す．

原料粉末には, 市販の Ti-Al 粉末（(株)高純度化学研究所化学,質量比 65 : 35)を用いた．原料粉末は，粉砕ボール（WC-Co 製．φ15 mm)とともに粉砕容器（WC-Co 製，45 cm3）中に投入した．この時，KIc = 0.203(c/a)-3/2HVa1/2 …(1)

焼結体の抗折力は，精密万能試験機（(株)島津製作所製，AUTOGRAPH AG-X，10 kN）を用いた 3 点曲げ試験により評価しtMA = 25 h×4を有する試験片を作製し，支点間距離 15 mm にて試験を行った．
また，3 点曲げ試験は同組成の異なる焼結体試料から作製した試験片にて 3 回行い，その平均値を抗折力とした．なお，硬さ試験および 3 点曲げ試験用の試験片については表面研磨を行い，最終的に 1 μm のダイヤモンド砥粒を用いたバフ研磨により光沢研磨した．

Intensity / arb. unit

た．3 点曲げ試験では，まず焼結体試料より約 3×3 mm の断面形状

tMA = 50 h×2tMA = 100 h×1

加えて，3 点曲げ試験用の試験片については，試験片の稜を C0.5程度となるように面取りした．

３． 実験結果および考察

TiN

３．１ 原料粉末について

TiAl

図 1 に，原料粉末の XRD 図形を示す．同図株には，TiAl，Ti3Alh-AlNの ICDD カードデータを示した．図 1 より，原料粉末である Ti-Al 粉

WC末の主相が TiAl 相であることが確認された．また，Ti3Al 相が存在することが確認されたが，Ti 相や Al 相などの未化合の金属相や，30不純物に起因したピークは観察されなかった．なお，SEM による結晶粒径の観察結果より，同粉末の結晶粒径は 30 ~ 60 µm 程度であることが確認された．

図2504060Diffraction anle, 2θ / deg.

70

MA 処理回数を変化させて合成した Ti-Al-N 粉末のXRD 図形

３．２ MA-SPS 法による(Ti,Al)N 焼結体作製における MA 時の

図 2 に，MA 処理回数を変化させて合成した Ti-Al-N 粉末のXRD 図形を示す．また，同図下部には TiN，TiAl，h-AlN，WC の粉末固着解消の影響について
Miki らの報告では，Ti50Al50-N 粉末に対して 50 h の MA 時間にICDDカードデータを示した．図2より，全ての粉末においてTiNのおいて約 50 at.%の N を吸収できるとされている．本研究では，MANaCl 型構造に起因すると考えられるピークが確認された．一方，Al環境の違いを勘案し，より確実に(Ti,Al)N 相を合成するために基本の安定な窒化物相である h-AlN に起因する明確なピークは観察さ的な MA 時間を tMA = 100 h として，(Ti,Al)N 粉末の合成を試みるこれなかった．この結果より，本研究の狙い通り，(Ti,Al)N 相を有するととした．また，著者らのこれまでの経験において，長時間 MA に粉末の合成に成功したと考えられる．しかしながら，tMA = 100 h×1

おける粉末合成においては，粉砕容器壁面への粉末固着が化合の粉末においては原料粉末の TiAl に起因すると考えられるピーク物生成へ大きな影響を与えることが分かっている．そこで本研究でが明確に確認された．また，このピーク強度がMA処理回数の増加は，総MA 時間を tMA = 100 h とした上で，MA 処理回数を 100 h×1に伴い減少している様子が観察された．この結果より，固着を解消回，50 h×2 回，25 h×4 回と変化させて粉末合成を行い，(Ti,Al)Nしながら MA 処理を進めることにより，粉末の窒化が確実に進展す相合成におけるポッド壁面への固着の影響についても調査した．

るようになることが確認された．
図 3 に，MA 処理回数を変化させて合成した Ti-Al-N 粉末のSPS 焼結時における収縮曲線を示す．図の縦軸は，昇温前に加圧力 50 Pa が付加された時の位置を 0 としたラムの変位量を示し，Intensity / arb. unit

プラス方向への変化は体積の膨張を，マイナス方向への変化は体積の収縮を示す．図 3 より，tMA = 100 h×1 および 50h ×2 の試料については T = 600 °C においてすでに体積収縮が開始しており，T = 1050 °C 程度で変位が収縮から膨張に転じることが確認された．これは，図 2 の XRD 図形中に示された TiAl 相が焼結挙動に対して主体的に表れた結果であると考える．一方で，tMA = 25 h×4 の試料においては，体積収縮開始温度は T = 1100 °C となり，TTiAl= 1600 °C においても体積収縮が止まらない結果となった．これまTi3Al30504060Diffraction anle, 2θ / deg.

図1

原料粉末の XRD 図形

でに著者らが作製した TiN 焼結体の場合，T = 1400 °C 程度におい70て焼結が完了する 2)．これと比較すると，少なくとも焼結温度が200 °C 以上高くなることが分かった．
図4に，SPS法により作製したTi-Al-N焼結体のXRD図形のMA処理回数依存性を示す．また，同図下部には TiN，TiAl，h-AlN，結果と合わせて考えると，焼結体の多くの部分をこの金属相が占めWC の ICDD カードデータを示した．図 4 より，tMA = 100 h×1 の試ているものと考えられる．また，この結果より MA 時において TiAl

料においては TiAl に起因すると考えられるピークが主相として観相は均一に窒化していく訳ではなく，結晶内において Ti-N 結合が察された．同図形中には，(Ti,Al)N 相に起因すると考えられるピー優先的に形成されて，Ti リッチな相と Al リッチな相に分離していくクも確認されたが，そのピーク強度は微小なものとなった．一方，のではないかと予測される．これらに対して，tMA = 25 h×4 の試料

tMA = 50 h×2 の試料においては，(Ti,Al)N の NaCl 型構造に起因の XRD 図形中には TiAl 相に起因した明確なピークは確認されず，すると考えられるピークが明確に確認された．しかしながら，Al3Ti(Ti,Al)N相に起因すると考えられるピークが主相として観察された．に起因したピークも強く確認されており，図 3 に示した焼結挙動の一方で，これまでの試料と異なり，XRD 図形中に粉末時に観察されなかった h-AlN 相に起因したピークが確認された．これは，焼結-5-4Displacement, x / mm

時に少なくとも(Ti,Al)N 相の一部が h-AlN 相として相分離したことを: 100 h×1
: 50 h ×2: 25 h ×4示すと考えられる．しかし，(Ti,Al)N相の全てがTiN相とh-AlN相へ相分離したとは考えづらい．仮に，全ての(Ti,Al)N 相が相分離したのであれば，主相の格子定数は TiN の格子定数 a = 0.4242 nm に-3近くなる．しかしながら，(111)，(200)，(220)面のピーク位置よりBlagg の条件式にて算出した主相の格子定数は a = 0.4276 nm であ-2り，TiN の格子定数から大きくずれた値となっている．このことより，
Al の固溶量については分からないものの，少なくとも(Ti,Al)N 相を-1主相とした焼結体の作製に成功したものと判断する．

0３．３ MA-SPS 法による(Ti,Al)N 焼結体作製における MA 時間の影響について

160080010001200140016001800Temperature, T / ºC

図3

MA 処理回数を変化させて合成した Ti-Al-N 粉末のSPS 焼結時における収縮曲線

上述の通り，MA 時に粉末固着を解消し，粉末に衝突エネルギーが行き渡りやすい状況を作ることは，(Ti,Al)N 粉末の合成に強い影響を与えることが分かった．次に，1 回の MA 処理時間を20 h として，総 MA 時間を tMA = 20 ~ 100 h と変化させたときの粉末および焼結体の結晶相の変化について調査を行った．
図5 に，
総MA 時間を変化させて合成したTi-Al-N 粉末のXRD

tMA = 25 h×4Intensity / arb. unit

: unknown

Intensity / arb. unittMA = 20 h×5tMA = 50 h×2tMA = 100 h×1tMA = 20 h×4tMA = 20 h×3tMA = 20 h×2tMA = 20 h×1TiN30

図4504060
Diffraction anle, 2θ / deg.

TiAl

TiN

Al3Ti

TiAlh-AlN

h-AlNWCWC7030

SPS 法により作製した Ti-Al-N 焼結体の XRD 図形の

図5

MA 処理回数依存性

504060Diffraction anle, 2θ / deg.

70

総 MA 時間を変化させて合成した Ti-Al-N 粉末のXRD 図形

図形を示す．図 5 より，tMA = 20 h×2 以上の粉末の XRD 図形に

tMA = 20 h×2 の試料については，T = 920 °C 付近において大きくおいて，(Ti,Al)N の NaCl 型構造に起因すると考えられる明確な収縮を開始し，T = 1050 °C 程度において変位は収縮から停滞にピークが確認された．また，tMA = 20 h×1 の粉末の XRD 図形に転じた．しかし，その後 T = 1140 °C 付近において再び大きく収おいては，ブロード上のピークとなってはいるが，(Ti,Al)N の縮した後，T = 1200 °C 程度において変位は収縮から膨張に転じNaCl 型構造相が存在していると考えられる．しかしながら，TiAl

た．これは，粉末中における金属相とセラミックス相がそれぞ相や相変態途中の結晶相が多く残っていることが見て取れる．

れ別々の焼結挙動を示したためであると予測される．さらに，また，3.2 に示した結果から考えると，tMA = 20 h×2 の粉末にお総 MA 時間の増加に伴い，焼結開始温度が増加していくことがいても TiAl 等の金属相が残っているものと判断される．

確認された．さらに，3.2 に示した tMA = 25×4 の粉末の場合と異図 6 に，総 MA 時間を変化させて合成した Ti-Al-N 粉末の SPSなり，変位が収縮から増加に転じる焼結完了温度と考えられる

焼結時における収縮曲線を示す．図 6 より，tMA = 20 h×1 の試料

点が tMA = 20 h×5 の試料においても見られた．この温度は約 T =については，T = 700 °C 程度において大きく体積収縮が進展し，1400 °C であり，tMA = 25×4 が T = 1600 °C においても焼結が完

T = 1000 °C 付近において変位が収縮から膨張に転じることが確

了しなかことを考えると，200 °C 以上も低い温度で焼結が完了認された．これは，3.2 に示した tMA = 100 h×1 の場合と同様に，したと言える．この原因についは現状分かっておらず，今後調金属相を主体として焼結がなされたためであると考える．一方，査を進めていく予定である．なお，tMA = 20 h×3 の試料については，焼結中に特異な変化が現れたため，図 7 に別個に焼結挙動-3: 20 h ×1: 20 h ×2: 20 h ×4: 20 h ×5-2Displacement, x / mmを示す．
図7 に示される通り，
tMA = 25×3 の試料では，
T = 1280 °C付近において大きく電流値が減少するという現象が発生した．
また，この時に変位は大きく収縮する挙動を示した．焼結作業を停止しチャンバーを解放したところ，チャンバー内には何らかの物質が気化し飛散した様子が観察された．このことから，焼結時の加熱により粉末中の物質に何らかの相変態が起こり，-1同時に構成相の一部が気化してしまったのではないかと考えられる．なお，再実験においても同様の現象が同じ温度域において確認された．また，tMA = 25 h×3 の試料においても同様の現象0が観察去れており，粉末中における窒素含有量が特定の割合において生じる現象なのではないかと考えられる．
図 8 に，SPS 法により作製した Ti-Al-N 焼結体の XRD 図形の総16008001000120014001600

Temperature, T / ºC図6総 MA 時間を変化させて合成した Ti-Al-N 粉末のが観察されたほか，Al3Ti に起因すると考えられるピークが観察-31400-2.51200-21000-1.5800-1600-0.5: Temp.
: Current: Disp.

06008001000

12000

させるだけの窒素吸収をさせることができていないことが分かった．次に，tMA = 20 h×2 以上の全ての XRD 図形では，(Ti,Al)Nの NaCl 型構造に起因すると考えられるピークが確認されほか，
Displacement, x / mmCurrent, I / A
Temperature, T / ºCされた．このことより，同 MA 処理条件では NaCl 型構造を形成

1600

2000.511400Time, t / s

図7rMA= 20 h×3 で合成した Ti-Al-N 粉末の SPS 焼結時における収縮曲線

h-AlN，WC の ICDD カードデータを示した．図8 より，まず tMA = 20h×1 の試料においては，主相として Ti2AlN 相に起因したピーク

SPS 焼結時における収縮曲線

400

MA 時間依存性を示す．また，同図下部には TiN，Al3Ti，Ti2AlN，一部の主相が相分離した生じたと考えられる h-AlN に起因したピークが確認された．また，微小ではあるが tMA = 20 h×4 以下の XRD 図形中には Al3Ti に起因したピークが観察された．この結果より，tMA = 20 h×4 以下の条件では粉末全体を完全に窒化させるに至っていないことが分かった．なお，tMA = 20 h×2 以上のXRD 図形において，主相のピーク位置がシフトしていることが観察されたため，(111)，(200)，(220)面のピーク位置より Blagg の条件式
にて主相の格子定数を算出した．その結果，tMA の増加に伴い主相の格子定数は a = 0.4292 ~ 0.4312 nm と大きくなっていることが確認された．これは，おそらく結晶格子内への窒素の侵入固溶に伴う変化であると考えられる．なお，この格子定数は，一般的に知られるコーティングにおける(Ti,Al)N の格子定数と比較して非常に大きいと言える（例えば，Tanaka らによって報告された(Ti0.5,Al0.5)N の格子定

: unknown

表1tMA = 20 h×5(a = 0.4312 nm)

Intensity / arb. unittMA = 20 h×4(a = 0.4305 nm)
tMA = 20 h×3(a = 0.4298 nm)
tMA = 20 h×2(a = 0.4292 nm)
tMA = 20 h×1

表2

アルキメデス法による Ti-Al-N 焼結体の密度測定結果

Density,Sample

ρ / g·cm-3Open porosity,ρo / %

20 h×14.00

0.05

20 h×24.08

0.17

20 h×35.25

0.22

20 h×44.27

0.10

20 h×54.64

0.04

MA-SPS プロセスにより作製した(Ti,Al)N 焼結体の機械的特性

TiNSample

Al3Ti
Ti2AlNh-AlN
WC30

図8504060
Diffraction anle, 2θ / deg.

70

SPS 法により作製した Ti-Al-N 焼結体の XRD 図形の
総 MA 時間依存性

Hardness,
HV (98 N)

Fracture
toughness,
K Ic / M Pa∙m1/2

Bending
strength,
σ b / M pa

25 h×41404 +10-15

4.327520 h×41459 +33-19

8.678120 h×52059 +39-47

4.5344

３．４ MA-SPS プロセスにより作製した(Ti,Al)N 焼結体の機械的特性と耐酸化性
今回は，(Ti,Al)N 相を有すると考えられる tMA = 25 h×4，20 h

数は a = 0.416 nm）6)．この差異の原因については，現段階におい×4，20 h×5 の条件で作製した焼結体の機械的特性について報ては分かっておらず，今後調査が必要な事項となっている．上述し告を行う．てきた結果に加えて，3.2 の図 4 に示した XRD 図形の結果を比表 2 に，MA-SPS プロセスにより作製した(Ti,Al)N 焼結体の機較すると（例えば，tMA = 20 h×2 と tMA = 50 h×2 の XRD 図形），械的特性を示す．表 2 より，ビッカース硬さの最大値は tMA = 20

総 MA 時間ではなく，MA 処理の繰り返し数が焼結体の結晶相h×5 の試料において得られ，HV2060 という非常に高い値が示に大きな影響を与えていると考えられる．一方で，tMA = 20 h×5された．これらの焼結体の硬さについては，基本的には焼結体と tMA = 25 h×4 に共通して確認されている未同定相は，tMA = 20の嵩密度，すなわち焼結密度に比例した結果になっている（tMA =h×4 の XRD 図形中には確認されない．このことは，総 MA 時

25 h×4 の嵩密度は ρ = 4.08）．しかしながら，同時に結晶相と微間も結晶相に影響を与える可能性を示している．今後は，これ構造の影響が強く生じているとも考えられる．図 9 に，MA-SPSらの点についても，調査を進めていく必要があると考えている．

プロセスにより作製した(Ti,Al)N焼結体の破断面SEM像を示す．

表 1 に，アルキメデス法による Ti-Al-N 焼結体の密度測定結果を

図 9 より，tMA = 25 h×4 と 20 h×5 の試料はどちらも微細な結晶示す．表 1 の結果より，tMA = 20 h×3 を除けば，嵩密度は tMA の増粒により構成された結晶組織を有しており，空隙量の違いを除加に伴い比例的に増加していることが確認された．また，図 6 の焼けば双方の結晶組織は非常に近しいものとなっていることが確

結挙動にて各試料とも焼結が完了していることが確認されたことを認された．これに対して，tMA = 20 h×4 の試料は，他 2 つの試料反映するように，開気孔率についても ρo = 0.1 %程度の値が得られと比較すると粒成長が進展した結晶組織を有していることが分ている．なお，tMA = 20 h×3 だけが ρ = 5.25 g/cm3 と密度が高く，かった．
焼結密度に差がある tMA = 25 h×4 と 20 h×4 の試料にお開気孔率も ρo = 0.22 %となっているのは，上述したように焼結中にいて，余りビッカース硬さに差が生じなかったのは，この結晶気化が生じたためであると考えられる．また，密度が TiN の理論密組織の違いが影響しているのではないかと考えられる．なお，度（ρth = 5.40 g/cm3）に近づいていることより，気化したのは Al であこのような結晶組織の差が生じた原因は不明であるが，一つのると予想される．どういった相変化により Al が気化することになった

要因としてXRD図形中に示された未同定相の影響を考えている．のか，またなぜ tMA = 20 h×3 や tMA = 25 h×3 の時のみ Al の気化

この未同定相が形成されているのは，tMA = 25 h×4 と 20 h×5 のが生じるかは不明であり，今後の調査が必要である．

試料のみである．焼結時に析出されると考えられるこの未同定相が，結晶粒の抑制を果たしているのではないかと予想する．

図9

MA-SPS プロセスにより作製した(Ti,Al)N 焼結体の破断面 SEM 像

一方，破壊靭性値と抗折力については，tMA = 20 h×4 の試料にお験温度 T = 900 °C においては，(Ti,Al)N 焼結体では酸化物相形成いて最も優れた値が得られ，それぞれ KIc = 8.6 MPa·m1/2 と σb =の進展が見られるものの主相が維持されているのに対して，TiN781 MPa という値が示された．これについては，XRD 図形中に焼結体では TiO2 相のみとなることが確認された．また，重量変示されたAl3Ti相が強く影響を及ぼしているのではないかと予測化はそれぞれCTiAlN = 1.15×10-3 g/m2 とCTiN = 2.92×10-4 g/m2 となする．すなわち，Al3Ti 相がサーメット材料におけるバインダーり，約 2.5 倍の違いが生じた．この結果より，本研究で作製されの様な役割を果たし，靭性値を向上させているのではないかとた(Ti,Al)N 焼結体は少なくともT = 900 °C の高温化においても主予測する．

相を維持できる耐酸化性を有することが確認された．

本研究では，tMA = 25 h×4 の(Ti,Al)N 焼結体について，試験温度 T = 600 °C と T = 900 °C において酸化試験を行った．なお参加

４．結言

試験には待機解放された管状炉を用い，試験温度にて 20 時間放本研究では，MA-SPS プロセスを用いた(Ti,Al)N 焼結体の作製置した際の重量増と結晶相変化について調査した．また，このを試み，その結晶構造や機械的特性について調査した結果，以際に比較のために MA-SPS 法により作製した TiN 焼結体につい下の結論を得た．ても試験を行った．図 10 に，酸化試験後の TiN 焼結体および

1)(Ti,Al)N 焼結体の XRD 図形を示す．試験温度 T = 600 °C においては，TiN 焼結体では TiO2 相，(Ti,Al)N 焼結体では Al2O3 相が形TiAl 粉末（質量比 65 : 35）を窒素雰囲気下で MA することにより(Ti,Al)N 相を主相とする粉末の合成に成功した．

2)

一部の結晶相が h-AlN 相として相分離してしまうが，放電成されるが，主相には変化が生じないことが確認された．また，プラズマ焼結法により(Ti,Al)N 粉末を焼結体化することに酸化試験後の重量変化はそれぞれCTiAlN = 1.01×10-4 g/m2とCTiN =成功した．

1.06×10-4 g/m2 となり，大きな差異は見られなかった．一方，試3)

粉末の壁面固着を解消し，窒素を再充填しながら繰り返しMA 処理を行うことで，粉末時において(Ti,Al)N 相の合成が(Ti,Al)N (900 ºC)進行しやすくなると考えられる．
4)

により，最大硬度 HV2050 という高硬度を有する焼結体の(Ti,Al)N (600 ºC)Intensity / arb. unit

本研究においては，tMA = 20 h×5 という繰り返し MA 処理作製に成功した．

5)

同条件において作製された焼結体は，少なくとも T = 900 °Cの高温化においても主相を維持できる耐酸化性を有する．

TiN (900 ºC)

謝 辞
本研究は，公益財団法人天田財団一般研究開発助成

TiN (600 ºC)（AF-2017027）のもとで行われました．ここに深く感謝いたします．

TiN30

図 10

50
4060
Diffraction anle, 2θ / deg.

参考文献

TiO 21)

浅見廣樹ら：日本金属学会誌，79[4] (2015) 215-219.

α-Al2O32)

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3)

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4)

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酸化試験後の TiN 焼結体および(Ti,Al)N 焼結体のXRD 図形