JP2018115378A - Ｗ−Ｃｒ基合金またはそれにより作製された金型、電極または押出ダイス - Google Patents

Abstract

【課題】従来の焼結Ｗ基合金製の、アルミニウム合金用ダイキャスト金型およびガラスレンズ成形用金型の周辺部材は、真空焼結のためコストがかかり、また、黄銅の棒材成形用熱間押出しダイスは割れやすかった。
【解決手段】Ｗ−Ｎｉ−Ｆｅ系合金にＣｒおよび必要によりＮｂ、Ｔａ、Ｔｉの３種のうち１種以上を適当量添加し、Ａｒの焼結雰囲気中における微量のＯ_２量を調節することで、金属間化合物または酸化物による分散強化、および酸素による固溶強化により、強度を向上させたＷ−Ｃｒ基合金とする。
【選択図】図２

Description

本発明は、Ｗ−Ｃｒ基合金、またはそれを用いたアルミニウム合金製の各種部品の製造に用いられるダイキャスト金型、および黄銅などの熱間押出しダイス、レンズ金型の周辺部材、Ｓ４５Ｃやステンレス等の電気加熱鍛造で用いる台電極などの工具に関する。

アルミニウム合金製の各種部品の製造に用いられるダイキャスト金型、黄銅などの棒材の熱間押出しダイス、ガラスレンズ成形用の金型の周辺部材、Ｓ４５Ｃおよびステンレス等用の電気加熱鍛造で用いる台電極などに使用される素材には、高温での機械的性質と耐酸化性に優れることなどが要求され、本発明者らが発明した新しいＷ基合金が用いられている（特許文献１〜３）。

特開２００２−２７５５７０号公報 特開２００７−２７０３３９号公報 特開２０１１−２４６７９７号公報

Ｍａｘ Ｈａｎｓｅｎ，Ｋｕｒｔ Ａｎｄｅｒｋｏ：Ｃｏｎｓｔｉｔｕｔｉｏｎ ｏｆ Ｂｉｎａｒｙ Ａｌｌｏｙｓ，Ｓｅｃｏｎｄ Ｅｄｉｔｉｏｎ，ＭｃＧｒａｗ−Ｈｉｌｌ Ｂｏｏｋ Ｃｏｍｐａｎｙ，Ｉｎｃ．，１９５８，ｐ．５７０〜５７１ Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｃｅｒａｍｉｃ Ｓｏｃｉｅｔｙ：Ｐｈａｓｅ Ｅｑｕｉｌｉｂｒｉａ Ｄｉａｇｒａｍｓ Ｄａｔａｂａｓｅ，Ｖｅｒｓｉｏｎ ４．０，２０１４，６４６２−Ａ−ＥＣ−１６２−Ａ Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｃｅｒａｍｉｃ Ｓｏｃｉｅｔｙ：Ｐｈａｓｅ Ｅｑｕｉｌｉｂｒｉａ Ｄｉａｇｒａｍｓ Ｄａｔａｂａｓｅ，Ｖｅｒｓｉｏｎ ４．０，２０１４，４２２９−Ａ Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｃｅｒａｍｉｃ Ｓｏｃｉｅｔｙ：Ｐｈａｓｅ Ｅｑｕｉｌｉｂｒｉａ Ｄｉａｇｒａｍｓ Ｄａｔａｂａｓｅ，Ｖｅｒｓｉｏｎ ４．０，２０１４，１０９２１−Ｂ Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｃｅｒａｍｉｃ Ｓｏｃｉｅｔｙ：Ｐｈａｓｅ Ｅｑｕｉｌｉｂｒｉａ Ｄｉａｇｒａｍｓ Ｄａｔａｂａｓｅ，Ｖｅｒｓｉｏｎ ４．０，２０１４，５０６７−Ａ，１１６７１−Ａ Ｍａｘ Ｈａｎｓｅｎ，Ｋｕｒｔ Ａｎｄｅｒｋｏ：Ｃｏｎｓｔｉｔｕｔｉｏｎ ｏｆ Ｂｉｎａｒｙ Ａｌｌｏｙｓ，Ｓｅｃｏｎｄ Ｅｄｉｔｉｏｎ，ＭｃＧｒａｗ−Ｈｉｌｌ Ｂｏｏｋ Ｃｏｍｐａｎｙ，Ｉｎｃ．，１９５８，ｐ．６８４〜６９１ Ｍａｘ Ｈａｎｓｅｎ，Ｋｕｒｔ Ａｎｄｅｒｋｏ：Ｃｏｎｓｔｉｔｕｔｉｏｎ ｏｆ Ｂｉｎａｒｙ Ａｌｌｏｙｓ，Ｓｅｃｏｎｄ Ｅｄｉｔｉｏｎ，ＭｃＧｒａｗ−Ｈｉｌｌ Ｂｏｏｋ Ｃｏｍｐａｎｙ，Ｉｎｃ．，１９５８，ｐ．１０２４〜１０２６ 社団法人日本鉄鋼協会編：第３版 鉄鋼便覧 第Ｉ巻 基礎、丸善株式会社、１９８１年、ｐ．６〜７

特許文献１、２にある、アルミニウム合金の各種部品の製造に用いられる本発明者ら発明のＷ基合金製のダイキャスト金型、およびガラスレンズ成形用金型の周辺部材は、熱膨張係数が小さいことに加えて耐酸化性に優れることから熱亀裂の発生が少なく、長寿命となり好評である。しかし、特許文献１、２のＷ基合金は、真空焼結により作製されるが、これは拡散ポンプやメタルヒーターが必要になるためコストが高くなる欠点がある。

特許文献３にある、Ｓ４５Ｃやステンレス等の各種鋼材部品の製造に用いられる、本発明者ら発明の新しいＷ基合金製の電気加熱鍛造用の台電極は、優れた耐酸化性に加えて９００℃以上での高温硬さが熱間ダイス鋼のＳＫＤ６１はもちろん、熱間でよく用いられるＷＣ−Ｃｒ_３Ｃ_２−Ｃｏ−Ｎｉ系超硬合金と比べても高いことから、長寿命となり好評である。

そこで、これを黄銅等の棒材成形用の熱間押出しダイスに用いると、高温で変形し難いため、精度の高い押出しができて好評である。しかし、この場合は、寿命形態が割れであるので、より割れ難い、高硬度で高強度の素材があると、より長寿命化できるので、そのような素材が求められている。

本発明は、段落０００５および段落０００７に記述したような諸問題を解決するためになされたもので、上記のＷ基合金よりも、低コストで作製でき、かつ、破壊しにくい新素材を提供しようとするものである。

本発明者らによる特許文献１〜３のＷ基合金はＷ以外にＮｉ、Ｆｅ、ＣｏおよびＣｒからなる。主成分のＷが７５〜９８ｍａｓｓ％、Ｎｉ、Ｆｅおよび／またはＣｏの３種のＦｅ族合計量が１〜１５ｍａｓｓ％で、Ｃｒ量が１〜２０ｍａｓｓ％、および不可避不純物からなる組成である。

ここでＦｅとＣｏの合計量はＮｉ、ＦｅおよびＣｏの３種の合計量の０〜３０ｍａｓｓ％である。また、Ｗの１０ｍａｓｓ％以下が、Ｔａ、Ｔｉ、および／またはＭｏで置換されたものも含まれている。これらは真空焼結で作製される。

まず、特許文献１〜３のＷ基合金との比較として、合金組織に及ぼす諸元素添加の影響を調べることとした。表１は、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｒ合計量を特許文献１〜３のＷ基合金におけるもの（１〜１５ｍａｓｓ％）より多くし（１６．２〜１７．５ｍａｓｓ％）、後掲の段落００１４に記載する理由によりＴａの代わりに新たにＮｂを添加し、添加量を変化させたモデル試料の配合組成を示す。

各原料粉末を表１の組成に配合し、混合粉砕、冷間成形後、特許文献１〜３とは異なり低コストとなる、普通の真空ポンプとカーボンヒーターの炉を用いて、８０ｋＰａＡｒ雰囲気焼結を１４９０℃−２ｈ行い、４×８×２５ｍｍ^３の試験片を作製した。作製した４種のモデル合金は試料Ｍ１〜Ｍ４と以下記す。焼結温度と時間を１４９０℃−２ｈとしたのは、厚肉製品にも対応できる条件を選択したものである。

ここで、Ｔａの代わりにＮｂを選択したのは、特許文献１〜３に示されるＴａは走査型電子顕微鏡付属のエネルギー分散型Ｘ線分析において、ＴａのＬαピークとＷのＬαピークとがほぼ重なることから、試料組成の試料表面からの距離依存性および各構成相の組成分析が困難なことに対し、Ｎｂは重ならないため、それらの組成分析が容易であることによる。

さらに、ＮｂとＴａは周期表でいずれも５族に属することに起因して化学特性が非常に近いこと、またＮｂ粉末はＴａ粉末に比べて価格が約１／２と低くかつ地殻内存在量は原子数で約２０倍と大きいことから資源的問題が小さいことなども考慮した。

なお、表１はｍａｓｓ％であるが、体積率および原子率で比較する場合もあるので、ｖｏｌ％表示とした場合およびａｔ．％表示とした場合をそれぞれ表２および表３に示した。なお、ａｔ．％はｍｏｌ％と表示する場合が多いが、状態図との比較を容易にする目的でａｔ．％と記した。

４種のモデル試料についてＳＥＭによる観察を行い、図１を得た。図１の下段のより拡大したＳＥＭ組織から明らかなように、本試料には、白灰色球状粒子相（以下ａ相と記す）、灰色結合相（以下ｂ相と記す）、灰黒色結合相（以下ｃ相と記す）、および黒色粒子相（以下ｄ相と記す）が認められる。モデル試料において、ａ相の次にｂ相が多く認められ、ｃ相は３．９ｖｏｌ％Ｎｂ添加で増加したが、その後減少した。ｄ相は全てにおいて僅かであった。

なお、図１では各文字ａ、ｂ、ｃ、ｄに下付き文字ｐを付加しているが、これは各相のＥＤＸ分析点を表す。この４種のモデル試料のａ〜ｄ相についてＥＤＸで定量分析し、その結果を図２に示した。

図２のａ相の分析結果より、ａ相はＷにＣｒが１５ａｔ．％程度固溶したＷ−Ｃｒ相であることが分った。なお、後述の図３に示すように、Ｘ線回折では、Ｗ−Ｃｒ固溶体は、Ｗが主成分であるのでＷの位置にピークがあり、ａ相がＷ−Ｃｒ固溶体であることは、ＥＤＸで分析して初めてわかる。

Ｗ粉末とＣｒ粉末を混合して焼結しＷ−Ｃｒ固溶体相を生じることは、非特許文献１のＷ−Ｃｒの二元系状態図の示すことと一致する。これより本願における焼結合金はＷ−Ｃｒ基の合金であることがわかった。Ｗ相がＷ−Ｃｒ固溶体相となったことが、本系合金の耐酸化性が優れる原因の一つと考えられる（耐酸化性については後述の表８の酸化増量に示す）。これらは第１の知見である。

図２のｂ相の分析結果より、ｂ相はＭ１試料ではＷおよびＣｒを主成分とし、Ｎｉ、Ｏ、Ｆｅを含むことが分る。Ｍ２〜Ｍ４試料すなわち、Ｎｂを添加した試料により、ａ相にはＮｂが認められないが、ｂ相にはＮｂが認められるようになり、添加量が多くなるに従ってｂ相中のＮｂ量が増加している。

ｂ相中のＣｒ固溶量はＮｂ添加により減少するが、添加量が多くなっても殆ど変化しない。ｂ相中のＷ固溶量は、Ｎｂを３ｍａｓｓ％添加すると増加するが、その後添加量が多くなるほど減少している。これらに比べてＮｉ、ＦｅおよびＯの量は変化が少ない。ここでｂ相にＯがあることは注目に値する。

図２のｃ相の分析結果より、ｃ相はＭ１試料では、ＮｉおよびＣｒを主成分とし、Ｏ、Ｗ、Ｆｅを含むことがわかった。この結合相もＮｂ添加によりＣｒは減少するが、添加量が多くなっても殆ど変化しない。Ｗ量は、Ｎｂを６ｍａｓｓ％添加まで僅かに増加するが、その後僅かに低下した。これらに比べてＮｉ、ＦｅおよびＯの量は変化が少ない。このｃ相にもＯがあることは注目に値する。

図２のｄ相の分析結果より、ｄ相は多くのＯを含み、主としてＣｒないし、ＣｒおよびＮｂの酸化物であることがわかった。これは、非特許文献２のＮｂ_２Ｏ_５−Ｃｒ_２Ｏ_３の擬二元系状態図を調べた結果、Ｎｂ_２Ｏ_５と類似構造の（Ｎｂ，Ｃｒ）_２Ｏ_５−Ｘになっていると思われた。

前述のｂ、ｃ相のＯおよびｄ相すなわちＣｒ、Ｎｂの酸化物のＯは、用いた原料に含まれるＯおよび焼結雰囲気のＡｒガス（純度９９．９９％以上）に含まれる不純物としてのＯ_２が供給源と思われる。

ｂ、ｃおよびｄ相にＯが存在し、ａ相にＯが認められないのは、ａ相は焼結時に終始固相であり、他の三相はそうでないことに起因することが、それらの形態から示唆される。すなわち、ｂ、ｃ相はそれらの形態から焼結温度では液相であり、冷却時に固相となり、ｄ相は液相成分のＣｒとＮｂが酸素と反応して固相粒子として析出・成長したことを示唆する。

次に、図２のｂ相およびｃ相のＯが、結合相に固溶しているのか、金属間化合物ないし酸化物として存在するのか確かめるため、Ｘ線回折を行い、その結果を図３に示す。図３より、Ｗ（○のピーク）、Ｎｉ（◇のピーク）、六方晶または立方晶ＮｂＣｒ_２（●のピーク）の位置にピークが認められた。

ここで、図２の組織から、Ｗ位置のピークはＷ−Ｃｒ固溶体（○）、Ｎｉ位置のピークはＮｉ−Ｆｅ基固溶体（◇）と判断されるので、図３にはそのように記載した。なお、一部の低いピークは同定できなかったことからＸ相で表した。Ｘ相は量が少なく、特性などには影響しないと思われる。

Ｗ−Ｃｒ固溶体（○）のＸ線回折強度は、Ｍ１からＭ４となる（Ｎｂ添加量が増加する）に従って減少するが、これは、配合組成でＷをＮｂで置換して添加していることの他、Ｎｂ添加により灰色結合相中へのＷ固溶量も増加していることにも因ると考えられる。

六方晶また立方晶ＮｂＣｒ_２（●）は、Ｎｂ添加すなわちＭ２で現れ、Ｍ３からＭ４にかけてはピーク位置による変動が見られ、必ずしも増加していない。ＮｂＣｒ_２は、結合相のｂないしｃ相中に含まれると考えられる。

Ｎｉ−Ｆｅ基固溶体（◇）はＮｂ添加により変化しないが、これは、ピーク高さは配合組成にも依存することに因ると考えられる。

以上の相のうち、ＳＥＭで観察できなかったのはＮｂＣｒ_２相である。そこで、図１より拡大観察することとし、１０万倍まで拡大して図４を得た。図４は、無食刻では組織が見られなかったので、８０ｋＰａＡｒ雰囲気焼結した場合の試験片について、６Ｐａの減圧雰囲気中で６００℃−５ｍｉｎの熱食刻を行ったＭ３組成の試料について、ｂ相およびｃ相を、ＳＥＭで拡大観察した結果である。

これより、ｂ相およびｃ相に、寸法が約２００ｎｍの小さい針状の白色の分散相が認められた。図４における、熱食刻で多数現れた分散相粒子は、Ｘ線回折で認められたＮｂＣｒ_２相と判断された。これらは第２の知見である。この分散相を取囲む母相は、ＥＤＸにより、Ｎｉ―Ｆｅ基固溶体相にＷ、Ｃｒ、Ｎｂが固溶した相と思われた。

以上より、Ｘ線回折では酸化物を検出できなかったが、Ｏが結合相に固溶しているか否かも判断できなかった。これは、Ｘ線回折では微量の結晶相は検出が困難であること、および固溶元素は直接検出できないことによると思われた。そこで、次に、Ｏが結合相に固溶できるか、関連する状態図を調べた。

図５は非特許文献３によるＮｂ−Ｏ−Ｗの三元系状態図である。この三元系ではＮｂ−Ｏ二元系と同様にＮｂ−Ｗ固溶体中にＯが固溶することが示されている。しかし、Ｎｉ−Ｏ−Ｗ（非特許文献４）、Ｆｅ−Ｏ−Ｗ（非特許文献５）の三元系状態図ではＯの固溶は示されていない。

他方、Ｆｅ−Ｏ（非特許文献６）およびＮｉ−Ｏ（非特許文献７）の二元系状態図によると、ＦｅとＮｉいずれに対してもＯは、液相中へはそれぞれ０．２２ｍａｓｓ％と０．４ｍａｓｓ％、固相中へはいずれも０．１ｍａｓｓ％以下ではあるが微量溶解または固溶をすることが示されている。

ここで、非特許文献８のエリンガム図によると、１４９０℃ではＮｂ_２Ｏ_５とＣｒ_２Ｏ_３は、仮に存在するとしても、Ｈ_２により還元されないが、１４９０℃で再焼結して酸素量が減少すれば、そのＯは、結合相に固溶しているＯと判断できることに気がついた。

そこで、８０ｋＰａＡｒ雰囲気焼結をしたＭ３組成の試料を１００ｋＰａＨ_２雰囲気で１４９０℃−１ｈの加熱処理を行い、その加熱処理前後について、合金酸素量をＬＥＣＯ社製酸素窒素同時分析装置ＴＣ−５００（以下酸素窒素分析装置と記載）で分析した。

その結果、Ｏは、加熱処理前は０．３０ｍａｓｓ％であったものが、加熱処理後は０．０６０ｍａｓｓ％に減少した。上記のようにＮｂ_２Ｏ_５とＣｒ_２Ｏ_３はＨ_２により還元されないので、この減少したＯは、結合相中に固溶しているＯであると判断された。

以上より、ｂ相で認められるＯは、Ｍ１組成ではＦｅ、Ｎｉ、Ｗ、Ｃｒで構成された結合相に固溶したＯ、Ｍ２〜Ｍ４組成ではＦｅ、Ｎｉ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｂで構成された結合相に固溶したＯであると判断された。ｃ相で認められるＯも結合相に固溶したＯと考えられる。これらは第３の知見である。

以上をまとめると、モデル合金に認められるａ相はＷ−Ｃｒ固溶体粒子、ｂ相はＮｂ無添加ではＯが固溶したＦｅ−Ｎｉ−Ｗ−Ｃｒ固溶体結合相、Ｎｂ添加ではＯが固溶しＮｂＣｒ_２が分散したＦｅ−Ｎｉ−Ｗ−Ｃｒ−Ｎｂ固溶体結合相、ｃ相はＮｂ無添加ではＯが固溶したＦｅ−Ｎｉ−Ｗ−Ｃｒ固溶体結合相、Ｎｂ添加ではＯが固溶しＮｂＣｒ_２が分散したＦｅ−Ｎｉ−Ｗ−Ｃｒ−Ｎｂ固溶体結合相、ｄ相はＮｂ無添加ではＣｒ_２Ｏ_３、Ｎｂ添加では（Ｎｂ，Ｃｒ）_２Ｏ_５−Ｘと見なせた。

なお、ｂ相とｃ相の成分の種類は同じであるが、量は異なり、b相はＣｒ、Ｗ、Ｎｉがリッチで、ｃ相はＣｒ、Ｎｉリッチという違いがある。

以上の組成のうち、Ｏについてはその効果がよく分らなかった。さらに、８０ｋＰａとしたＡｒ雰囲気焼結は、ｄ相すなわちＣｒないしＣｒ、Ｎｂの酸化物を生じていることから、本系合金の焼結方法としては適さない可能性が考えられた。

これらのことを確かめるため、焼結雰囲気を大気圧下で水素気流中で加熱・還元する水素雰囲気焼結（以下１００ｋＰａＨ_２雰囲気焼結と記す）として、その他は同様とした試料を作製した。作製した試料についてＳＥＭ観察を行い、図６を得た。配合組成は表１の試料Ｍ１〜Ｍ４とそれぞれ同じであるが、焼結方法が異なるので試料記号はＭ１’〜Ｍ４’として示す。

１００ｋＰａＨ_２雰囲気焼結した試料では、図１のａ相およびｂ相に相当する相は、全ての試料に認められ、それぞれａ’相およびｂ’相として図６に示した。また、図１のｃ相に相当する相は、ｃ’相として図６に示した。なお、ｃ’相は０〜７．９ｖｏｌ％Ｎｂ添加試料に認められたが、１１．９ｖｏｌ％Ｎｂ添加試料には認められなかった。

図１のｄ相に相当する相は、いずれの試料にもほとんど認められなかった。これは、Ｏ_２を不純物して含むＡｒを用いなかったこと、及び１００ｋＰａＨ_２雰囲気焼結により原料に含まれる酸化物が焼結途中で還元除去され、結果として焼結試料ではほとんど酸化物を生じなかったことを示す。

図７は、図６のａ’相、ｂ’相およびｃ’相について、ＳＥＭ付属のＥＤＸで分析した結果である。ａ’相はａ相とほぼ同じＷ、Ｃｒ量であった。ｂ’相はｂ相と比較してＯ量が減少し、僅かとなった。それに因ってかＣｒおよびＮｉの量がｂ相より僅かに大となった。ｃ’相にはＯが認められず、それに因ってＮｉがｃ相より多くなったと思われる。

図１の試料Ｍ１〜Ｍ４と比較すると、試料Ｍ１’〜Ｍ４’は微粒化している。当初は、結合相へのＷ固溶量が増加したためと推定したが、画像解析でＷ−Ｃｒ相以外の相（ｏｔｈｅｒｓ）の面積率を調べた結果を表４に示すように、試料Ｍ３〜Ｍ４と試料Ｍ３’〜Ｍ４’における面積率の値は対応試料においてそれぞれほぼ同じであることが分った。

したがって、「結合相中へのＷ固溶量が増加したことに因る」という予想は完全に否定された。このことから、試料Ｍ１’〜Ｍ４’が微粒化した原因は、結合相中へのＯの固溶量が減少し、その分、Ｃｒの固溶量が増加したことにより、ａ’相すなわちＷ−Ｃｒ相（粒子）の粒成長が抑制されたためと考えられた。

Ｍ４とＭ４’の合金酸素量を酸素窒素分析装置で分析した結果、前者は０．２６ｍａｓｓ％であったのに対し、後者は０．０２６ｍａｓｓ％と明らかに少ないことを確認した。なお、Ｍ４のｂ相のＥＤＸによるＯ量は約３ａｔ．％で、これは０．６ｍａｓｓ％に相当し、結合相量は約５０ｖｏｌ％であることおよびＥＤＸの精度を合わせ考慮すると、酸素窒素分析装置による結果とほぼ一致すると言える。

さらに、Ｍ４のｂ相とＭ４’のｂ’相について、結合相の硬さをマイクロビッカースで測定し比較した。これは、合金全体の硬さ測定では、ａ相およびａ’相すなわちＷ−Ｃｒ相粒子の寸法が硬さに影響するので、結合相のＯによる固溶硬化量が分からなかったためである。

結果として、ｂ相は１６８０ＨＶ（０．０９８Ｎ）を示し、ｂ’相は１３１０ＨＶ（０．０９８Ｎ）と、Ｏによる固溶硬化（酸素固溶強化）されていることが確認された。これは、第４の知見である。なお、Ｎｂ添加の場合はＮｂＣｒ_２による分散硬化がある。

図８にＸ線回折による、Ｍ３’の測定結果を上記のＭ３の結果と共に示すが、ＮｂＣｒ_２の量は、Ｍ３’とＭ３で大差なかった。（Ｎｂ，Ｃｒ）_２Ｏ_５−ＸはＭ３’でも認められないのは、段落００３６で述べた通り、量が少ないためと思われる。なお、ピークがないこと、および段落００５３の酸素分析結果と合わせ考えると（Ｎｂ，Ｃｒ）_２Ｏ_５−Ｘは量が少ないことがわかる。

なお、試料Ｍ４’は、研削加工中に細かく砕けてしまったことにより、Ｏの固溶量が少ない場合、本系合金は脆いことが分かった。ここで、脆化の原因について考える。まず、Ｏが結合相に固溶しなくなった代わりにＣｒの固溶量が増加することによる脆化が考えられる。

しかし、この場合、Ｃｒの固溶量はＮｂ無添加の場合より少ないので、Ｃｒ固溶量増加に伴う脆化は少ないと思われる。従って、段落００５５で明らかとした酸素固溶強化がなくなった分、脆化すると考えられた。実用強度を得るためにはＯが結合相に固溶する必要があることになる。

脆化すなわち強度の目安としてしばしば用いられる抗折力は、Ｗ−Ｃｒ相の寸法や分布の影響もあるのでＯ量だけでは律せられないが、有用な抗折力を有する発明合金のＯ量は、０．０５１ｍａｓｓ％以上、０．０８５ｍａｓｓ％以下である（後述する表８に抗折力を示し、表７に合金中Ｏ量を示す）ことからこの範囲のＯ量が必要と見なせた。

このＯの固溶量は、結合相量と焼結時の雰囲気で決まるが、８０ｋＰａのＡｒ雰囲気では、Ｏ_２が４００ｐｐｍ未満では、固溶量が不足する。Ｏ_２が６００ｐｐｍより多いと焼結性が低下して緻密化しなくなる。

なお、遷移金属として、Ｎｂの他にはＴａ、Ｔｉが考えられる。ＮｂをＴａおよび／またはＴｉとしても同様の特性を得た。以上より、Ｃｒ添加量、Ｎｂ添加量を規定することで、適切な酸素固溶強化を行うことで、破壊しにくい合金を得ることができることが分った。これは、第５の知見である。

ＴａについてはＮｂとほぼ同様に、酸素固溶強化が見られると共に、金属間化合物としてＴａＣｒ_２を形成することによる分散強化が見られた。Ｔｉについては、酸素固溶強化は見られたが、金属間化合物は形成せず、金属間化合物による分散強化は見られなかった。

そのかわりにＴｉの酸化物が微細分散しそれによる分散強化が見られた。Ｔｉの酸化物が微細分散した原因は、原料粉末として用いたＴｉＨ_２が、Ｔａ、Ｎｂより粉砕されやすいためである。使用する原料粉末のＷ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔａ、ＴｉＨ_２の粒度は、所定の硬さ及び抗折力を得られるものならばよい。これは、第６の知見である。

なお、８０ｋＰａＡｒ雰囲気焼結を６０あるいは１００ｋＰａＡｒ雰囲気焼結としても上記の結果は同じであった。ここで、６０ｋＰａより圧力を低くすると、Ｎｉ、Ｆｅの揮散による炉の経時劣化を生じてメンテナンス費用が多くかかり高コストとなる。また、１００ｋＰａより圧力を高くすると加熱時の対流熱損失が大となって電力をより多く使用し高コストとなる。

ＷをＷ−Ｃｒとし、さらに結合相中にＣｒを固溶する本発明合金の耐酸化性が優れる事は後述する表８の発明合金および参考合金の酸化増量が既存合金より少ないことから明瞭である。このようにして、本発明は完成した。

組成についてまとめると次の様になる。本Ｗ−Ｃｒ基合金は、ＮｉおよびＦｅの合計量は合金全体の１．５ｍａｓｓ％以上３．１ｍａｓｓ％以下がよい、１．５ｍａｓｓ％より少なくなると焼結性が低下して緻密な合金を得にくくなる。３．１ｍａｓｓ％より多くなると高温硬さが低下する。

合金中の酸素量は０．０５１ｍａｓｓ％以上０．０８５ｍａｓｓ％以下がよい。０．０５１ｍａｓｓ％より少ないと酸素固溶強化が得にくくなる。０．０８５ｍａｓｓ％より多いと焼結しにくくなって抗折力が低くなって必要な強度が得られなくなる。

アルミニウム合金用ダイキャスト金型およびガラスレンズ成形用金型の周辺部材の場合、本Ｗ−Ｃｒ基合金は、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉの合計量が合金全体の２．０ｍａｓｓ％以上７．６ｍａｓｓ％以下でこのうちＣｒは２．０ｍａｓｓ％以上５．０ｍａｓｓ％以下がよい。

Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉの合計量が合金全体の２．０ｍａｓｓ％より少ないと硬さが３３．８ＨＲＣより低くなり実用硬さが不足する。７．６ｍａｓｓ％より多いと難焼結性となって抗折力が８３０ＭＰａより低くなって実用強度が得られなくなる。Ｃｒは２．０ｍａｓｓ％より少ないと、耐酸化性が不足するとともに、Ｃｒによる固溶強化が不足する。５．０ｍａｓｓ％より多いと難焼結性となって抗折力が８３０ＭＰａより低くなって実用強度が得られなくなる。

Ｓ４５Ｃやステンレス等の鋼材の電気加熱鍛造の台電極の場合、本Ｗ−Ｃｒ基合金は、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉの合計量が、合金全体の３．６ｍａｓｓ％以上７．６ｍａｓｓ％以下でこのうちＣｒは２．３ｍａｓｓ％以上５．０ｍａｓｓ％以下がよい。

Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉの合計量が合金全体の３．６ｍａｓｓ％より少ないと硬さが４１．８ＨＲＣより低くなり実用硬さが不足する。７．６ｍａｓｓ％より多いと難焼結性となって抗折力が８３０ＭＰａより低くなって実用強度が得られなくなる。Ｃｒは使用温度が比較的高いので２．３ｍａｓｓ％より少ないと、耐酸化性が不足するとともに、Ｃｒによる固溶強化が不足する。５．０ｍａｓｓ％より多いと難焼結性となって抗折力が８３０ＭＰａより低くなって実用強度が得られなくなる。

黄銅等の棒材成形用の熱間押出しダイスの場合、本Ｗ−Ｃｒ基合金は、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉの合計量が、合金全体の４．０ｍａｓｓ％以上７．６ｍａｓｓ％以下でこのうちＣｒは２．３ｍａｓｓ％以上５．０ｍａｓｓ％以下がよい。

Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉの合計量が合金全体の４．０ｍａｓｓ％より少ないと金属間化合物および／またはＴｉを含む酸化物の分散強化が不足し、抗折力が１０５０ＭＰａより低くなって実用強度が得られなくなる。７．６ｍａｓｓ％より多いと難焼結性となって抗折力が１０５０ＭＰａより低くなって実用強度が得られなくなる。Ｃｒは２．３ｍａｓｓ％より少ないと、Ｃｒによる固溶強化が不足し抗折力が１０５０ＭＰａより低くなって実用強度が得られなくなる。５．０ｍａｓｓ％より多いと難焼結性となって抗折力が１０５０ＭＰａより低くなって実用強度が得られなくなる。

本願による発明合金は、既存合金のＷ基合金と異なり、Ｗ−Ｃｒ基合金であり、その結合相は、Ｃｒ単独または、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉの３種のうちの１種以上との複合で適切な量添加することにより、Ｃｒの固溶強化、Ｏによる固溶硬化（強化）および／または、ＮｂＣｒ_２、ＴａＣｒ_２、Ｔｉの酸化物の３種のうちの１種以上で分散硬化しているので、従来のＷ基合金よりも硬くて強い。以上から、発明合金の産業上の利用価値は高い。

Ｍ１〜Ｍ４組成の試料を８０ｋＰａＡｒ雰囲気焼結したモデル試料について、ＳＥＭ観察した結果である。ａ_ｐ、ｂ_ｐ、ｃ_ｐ，ｄ_ｐは、それぞれの相すなわちａ、ｂ、ｃ、ｄ相をＥＤＸでスポット分析した位置である。 図１に示したａ〜ｄ相についてＳＥＭ付属のＥＤＸで構成元素を定量分析した結果である。○はＷ、◇はＮｉ、◆はＦｅ、□はＣｒ、●はＮｂ、△はＯである。 Ｍ１〜Ｍ４組成の試料について、８０ｋＰａＡｒ雰囲気焼結した場合の試験片についてＸ線回折した結果である。各ピークをＩＣＤＤデータで同定した結果を図の上に記した。Ｘ線種はＣｕＫαである。 無食刻では組織が見られなかったので、８０ｋＰａＡｒ雰囲気焼結した場合の試験片について、６Ｐａの減圧雰囲気中で６００℃−５ｍｉｎの熱食刻を行ったＭ３組成の試料について、ｂ相およびｃ相をＳＥＭで拡大観察した結果である。 非特許文献３による、Ｎｂ−Ｏ−Ｗの三元系状態図である。文字の寸法を一部大きくして読みやすく改変している。 Ｍ１〜Ｍ４組成の試料を図１の８０ｋＰａＡｒ雰囲気ではなく、大気圧下で水素気流中で加熱・還元する水素雰囲気焼結（１００ｋＰａＨ_２雰囲気焼結）した試験片について、モデル試料についてＳＥＭによる観察をした結果である。ａ’_ｐ〜ｃ’_ｐは、それぞれの相をＥＤＸでスポット分析した位置を示す。記号は図１の同名に相当するものであるが、焼結雰囲気が異なることを示すため、プライム（’）を付けた。 図６に示したａ’〜ｃ’相についてＳＥＭ付属のＥＤＸで定量分析した結果である。○はＷ、◇はＮｉ、◆はＦｅ、□はＣｒ、●はＮｂ、△はＯである。 図３の８０ｋＰａＡｒ雰囲気焼結したＭ３と、１００ｋＰａＨ_２雰囲気焼結したＭ３’の両試験片について、Ｘ線回折した結果である。各ピークをＩＣＤＤデータで同定した結果を図の上に記した。Ｘ線種はＣｕＫαである。 抗折力に及ぼすＢＭに対するＡＭの比率の影響を示す図である。ＢＭに対するＡＭの比率は、ＡＭ÷ＢＭ×１００として求めた。 硬さに及ぼすＢＭに対するＡＭの比率の影響を示す図である。

本発明の素材は通常の粉末冶金法によって製造できる。すなわち、Ｗ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｒと、必要によりＮｂ、Ｔａ、Ｔｉの３種のうち１種以上を所定の組成に配合し、ボールミルあるいはアトライターによる湿式混合を経て乾燥後、所望の形状にプレス圧１００〜５００ＭＰａで圧縮成形する。

次に、成形体を１３５０〜１５００℃で３０〜１２０ｍｉｎ真空焼結する。ここで、純度９９．９％のＡｒガスを１３５０〜１５００℃で６０ｋＰａ以上１００ｋＰａ以下導入し、Ａｒガスに含まれる形で、酸素を４００ｐｐｍ以上６００ｐｐｍ以下導入する。焼結後、最終的な形状に切削加工、研削加工および／または放電加工して成形し仕上げて、製品化する。

試料を表５の配合組成で作製し、各特性を測定した。原料粉末は、平均粒度約６μｍのＷ粉末（酸素量０.０２７ｍａｓｓ％）、平均粒度約２．５μｍのＮｉ粉末（酸素量０．１５ｍａｓｓ％）、平均粒度約５μｍのＦｅ粉末（酸素量０.６３ｍａｓｓ％）、平均粒度約４０μｍのＣｒ粉末（酸素量０.６４ｍａｓｓ％）、平均粒度約６．９μｍのＴａ粉末（酸素量０．１３ｍａｓｓ％）、平均粒度約６．９μｍのＴｉＨ_２粉末（酸素量０．１７ｍａｓｓ％）、平均粒度約８．２５μｍのＮｂ粉末（酸素量０．２３ｍａｓｓ％）を用いた。

ＴｉのみＴｉ粉末でなくＴｉＨ_２粉末を用いた理由は、Ｔｉ粉末は酸素と反応し易く、低酸素の粉末を安価に得られないためであり、ＴｉＨ_２粉末は比較的安価で、純度が高く、かつ焼結途中でＨ_２が解離してＴｉになるためである。

配合した粉末は、湿式ボールミルで２４ｈ混合し、プレス圧を１００ＭＰａ以上５００ＭＰａ以下とした冷間成形を行い、真空（０．８Ｐａ、試料記号Ｔ１、以下Ｔ１と記す）焼結、または、純度９９．９％のＯ_２量４００ｐｐｍ以上６００ｐｐｍ以下のＡｒガスを６０ｋＰａ以上１００ｋＰａ以下の圧力で導入して、１４９０℃−２ｈで焼結して（Ｔ１以外の試料）４×８×２５ｍｍ^３の試験片を得た。

表６は、種々の添加物の効果を正確に把握するため、組成をｖｏｌ％で表示し、ＡＭをＢＭで割って１００倍した値を示した（以下ＢＭに対するＡＭの比率と記す）。ここで、ＢＭとはｂｉｎｄｅｒ ｍｅｔａｌを示し、具体的にはＮｉ、Ｆｅの合計量（ｖｏｌ％）である。ＡＭとはａｄｄｉｔｉｏｎａｌ ｍｅｔａｌを示し、具体的にはＣｒ、Ｔａ、ＴｉおよびＮｂの合計量（ｖｏｌ％）である。

表７は、表６の組成の試料について、実用の製品の大きさに対応した、１４９０℃−２ｈの焼結をした後の、主相の種類と主相と結合相および酸化物相をＳＥＭ画像からピクセル数で定量し、ｖｏｌ％で示した。また、合金中のＯ量を測定した結果を併示した。なお既述したように、試料記号Ｔ１のみ従来の真空焼結の材料である。その他は、Ａｒガスを６０ｋＰａ以上１００ｋＰａ以下の圧力で焼結した合金である。発明合金のＡＢの表記については段落００８８で説明する。

表８は、表７の合金について、比重、抗折力、硬さ、伸び、および酸化増量（大気中８００℃−３０ｍｉｎ保持前後の重量差）を、アルミニウム合金のダイキャスト金型および黄銅等の熱間押出しダイスでの実用試験結果と共に示した。また、表７に示したＢＭに対するＡＭの比率も分りやすくする目的で再度示した。

ここで、アルミニウム合金用ダイキャスト金型に用いることができる発明合金をＡ発明合金とし、ダイキャスト金型、Ｓ４５Ｃやステンレス等の各種鋼材部品の電気加熱鍛造で用いる台電極、または黄銅等の棒材成形に用いる熱間押出しダイスの、いずれか全てにも用いることができる発明合金をＡＢ発明合金とした。

比重は、組成により決まった。表８に示した抗折力とＢＭに対するＡＭの比率を、抗折力に及ぼすＢＭに対するＡＭの比率の影響として図９に示すが、抗折力はＢＭに対するＡＭの比率との強い相関は見られなかった。破壊の起源も破面が平坦で明瞭にできなかった。

表８に示した硬さとＢＭに対するＡＭの比率を、硬さに及ぼすＢＭに対するＡＭの比率の影響として図１０に示すが、ＢＭに対するＡＭの比率と、Ｗ−Ｃｒ相の粒度との関係もあり、弱い正の相関にとどまった。

表８に示した一般のＷ基合金の伸びが６％であるのに対し、試料の伸びは０．４％と小さいが、これはＯ、Ｃｒなどによる固溶硬化による。なお、伸びは室温の引張り試験で求めた。

ＡＭ添加試料は８００℃−３０ｍｉｎの酸化増量が２２ｇ／ｍ^２以下と優れる。よって、実用の際に工具表面に酸化層を生じても、容易には深くならないことが分かる。費用対効果を考えると酸化増量が２２ｇ／ｍ^２以下である必要があった。

なお、図９と図１０にＭ１〜Ｍ４の結果がないのは、試験片の内部が緻密化不十分であったため正確な値が得られなかったため略したものである。

特許文献１〜３の近い組成の試料と機械的性質が必ずしも一致しないが、これは焼結温度および時間、用いた原料のＷ粒度などが異なることによる。よって、厳密な比較はできなかった。但し、本発明合金は段落０００５および００１３に記載したように、より低コストとなる焼結をしているメリットがある。

なお、表８には示さなかった高温硬さの傾向は次の通りであった。Ａ発明合金Ｓ１は室温の硬さが３９０ＨＶ（９．８Ｎ）で、９００℃の高温では、１８０ＨＶ（９．８Ｎ）、ＡＢ発明合金Ｓ２は、室温の硬さが５９０ＨＶ（９．８Ｎ）で、９００℃の高温では、３００ＨＶ（９．８Ｎ）の硬さを示し、優れていた。既存合金Ｔ２は、室温の硬さが３２０ＨＶ（９．８Ｎ）で、９００℃の高温では、１４０ＨＶ（９．８Ｎ）となり、室温硬さが低い分、高温硬さも低くなった。

既存合金Ｔ１は、硬さ、抗折力から一見、実用レベルにあるように見えるが、結合相が金属間化合物による分散硬化（強化）や酸素固溶強化されていないため軟質で伸びが６．０％あり、アルミニウム合金用ダイキャスト金型、Ｓ４５Ｃやステンレス等の各種鋼材部品の電気加熱鍛造で用いる台電極、または黄銅等の棒材成形に用いる熱間押出しダイスに用いると少しの応力で変形するのでまったく実用できなかった。

Ｔ１以外の試料をアルミニウム合金のダイキャスト金型に使用した場合の性能は次のようであった。Ｔ２は肌荒れが大きく不評であった。Ｂ５およびＣ５は強度不足で割れてしまった。他の表８に示しダイキャスト金型の列の△はＴ２より肌荒れが小となり、○はＴ２より肌荒れが小となった上に、寿命が２倍以上となり、◎はＴ２より肌荒れが小となった上に、寿命が４倍以上となった。

Ｔ１以外の試料を黄銅等の棒材成形に用いる熱間押出しダイスに適用した結果、熱間押出しダイスの列の×は強度および硬さが不足し費用対効果が得られず実用できなかった。○はＴ２より割れるまでの寿命が３倍以上となり、◎は割れるまでの寿命が６倍以上となった。

表８のダイキャスト金型の列で△○◎の試料は、ガラスレンズ成形用の金型の周辺部材に用いても、Ｔ２と比べて、それぞれ１２倍、２４倍、３６倍以上優れた長寿命を示した。

Ｓ４５Ｃやステンレス等の各種鋼材部品の電気加熱鍛造で用いる台電極に用いた場合、ダイキャスト金型の列の○◎は用いることができた。Ｔ２と比べて、○は１０倍以上、◎は２０倍以上の優れた長寿命を示した。

本発明のＷ−Ｃｒ基合金は、耐酸化性、高温硬さが優れるため、ダイキャスト金型、熱間押出しダイス、レンズ金型の周辺部材、電気加熱鍛造用電極に用いることで、それらの寿命を著しく長くするため、産業界への貢献が大きく、年間１億円以上の販売が見込まれる。

図２のｂ相の分析結果より、ｂ相はＭ１試料ではＷおよびＣｒを主成分とし、Ｎｉ、Ｏ、Ｆｅを含むことが分る。Ｍ２〜Ｍ４試料すなわち、Ｎｂを添加した試料では、ａ相にはＮｂが認められないが、ｂ相にはＮｂが認められるようになり、添加量が多くなるに従ってｂ相中のＮｂ量が増加している。

ｂ相中のＣｒ固溶量はＮｂ添加により減少するが、添加量が多くなっても殆ど変化しない。ｂ相中のＷ固溶量は、Ｎｂを３．１ａｔ．％添加すると増加するが、その後添加量が多くなるほど減少している。これらに比べてＮｉ、ＦｅおよびＯの量は変化が少ない。ここでｂ相にＯがあることは注目に値する。

図２のｃ相の分析結果より、ｃ相はＭ１試料では、ＮｉおよびＣｒを主成分とし、Ｏ、Ｗ、Ｆｅを含むことがわかった。この結合相もＮｂ添加によりＣｒは減少するが、添加量が多くなっても殆ど変化しない。Ｎｉ量は、Ｎｂを６．３ａｔ．％添加まで僅かに増加するが、その後僅かに低下した。これらに比べてＷ、ＦｅおよびＯの量は変化が少ない。このｃ相にもＯがあることは注目に値する。

これより、ｂ相およびｃ相に、寸法が約２００ｎｍの小さい針状の白色の分散相が認められた。図４における、熱食刻で多数現れた分散相粒子は、Ｘ線回折で認められたＮｂＣｒ_２相と判断された。これらは第２の知見である。この分散相を取囲む母相は、ＥＤＸにより、Ｎｉ−Ｆｅ基固溶体相にＷ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｏが固溶した相と思われた。

結果として、ｂ相は１６８０ＨＶ（０．０９８Ｎ）を示し、ｂ’相は１３１０ＨＶ（０．０９８Ｎ）であり、前者はＯによる固溶硬化（酸素固溶強化）されていることが確認された。これは、第４の知見である。なお、Ｎｂ添加の場合はＮｂＣｒ_２による分散硬化がある。

なお、添加する遷移金属として、Ｎｂの他にはＴａ、Ｔｉが考えられる。ＮｂをＴａおよび／またはＴｉとしても同様の特性を得た。以上より、Ｃｒ添加量、Ｎｂ添加量を規定し、適切な酸素固溶強化を行うことで、破壊しにくい合金を得ることができることが分った。これは、第５の知見である。

Ｓ４５Ｃやステンレス等の鋼材の電気加熱鍛造の台電極の場合、本Ｗ−Ｃｒ基合金は、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉの合計量が、合金全体の３．０ｍａｓｓ％以上７．６ｍａｓｓ％以下でこのうちＣｒは２．３ｍａｓｓ％以上５．０ｍａｓｓ％以下がよい。

Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉの合計量が合金全体の３．０ｍａｓｓ％より少ないと硬さが４１．８ＨＲＣより低くなり実用硬さが不足する。７．６ｍａｓｓ％より多いと難焼結性となって抗折力が８３０ＭＰａより低くなって実用強度が得られなくなる。Ｃｒは使用温度が比較的高いので２．３ｍａｓｓ％より少ないと、耐酸化性が不足するとともに、Ｃｒによる固溶強化が不足して硬さが４１．８ＨＲＣより低くなって実用強度が得られなくなる。５．０ｍａｓｓ％より多いと難焼結性となって抗折力が８３０ＭＰａより低くなって実用強度が得られなくなる。

Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉの合計量が合金全体の４．０ｍａｓｓ％より少ないと金属間化合物および／またはＴｉを含む酸化物の分散強化が不足して抗折力が９００ＭＰａより低くなるか硬さが４１．８ＨＲＣより低くなって実用強度が得られなくなる。７．６ｍａｓｓ％より多いと難焼結性となって抗折力が８３０ＭＰａより低くなって実用強度が得られなくなる。Ｃｒは２．３ｍａｓｓ％より少ないと、Ｃｒによる固溶強化が不足して硬さが４１．８ＨＲＣより低くなって実用強度が得られなくなる。５．０ｍａｓｓ％より多いと難焼結性となって抗折力が８３０ＭＰａより低くなって実用強度が得られなくなる。

次に、成形体を１３５０〜１５００℃で３０〜１２０ｍｉｎのＡｒ雰囲気焼結をする。ここで、純度９９．９％のＡｒガスを１３５０〜１５００℃で６０ｋＰａ以上１００ｋＰａ以下の圧力で導入し、Ａｒガスに含まれる形で、Ｏ _２ をＡｒ中に４００ｐｐｍ以上６００ｐｐｍ以下として導入する。焼結後、最終的な形状に切削加工、研削加工および／または放電加工して成形し仕上げて、製品化する。

表７は、表６の組成の試料について、実用の製品の大きさに対応した、１４９０℃−２ｈの焼結をした後の、主相の種類と主相と結合相および酸化物相をＳＥＭ画像からピクセル数で定量し、ｖｏｌ％で示した。また、合金中のＯ量を測定した結果を併示した。なお既述したように、試料記号Ｔ１のみ従来の真空焼結の材料である。その他は、Ａｒガスを６０ｋＰａ以上１００ｋＰａ以下の圧力で焼結した合金である。発明合金のＡ、ＡＢの表記については段落００８８で説明する。

表８は、表７の合金について、比重、抗折力、硬さ、伸び、および酸化増量（大気中８００℃−３０ｍｉｎ保持前後の重量差）を、アルミニウム合金のダイキャスト金型および黄銅等の熱間押出しダイスでの実用試験結果と共に示した。また、表６に示したＢＭに対するＡＭの比率も分りやすくする目的で再度示した。

ここで、段落００９６〜０１００に示す通り、アルミニウム合金用ダイキャスト金型に用いることができる発明合金をＡ発明合金とし、ダイキャスト金型、Ｓ４５Ｃやステンレス等の各種鋼材部品の電気加熱鍛造で用いる台電極、および黄銅等の棒材成形に用いる熱間押出しダイスの、全てに用いることができる発明合金をＡＢ発明合金とした。

Ｔ１以外の試料をアルミニウム合金のダイキャスト金型に使用した場合の性能は、表８に示すが次のようであった。Ｔ２は肌荒れが大きく不評であった。Ｂ５およびＣ５は強度不足で割れてしまった。他の表８に示しダイキャスト金型の列の△はＴ２より肌荒れが小となり、○はＴ２より肌荒れが小となった上に、寿命が２倍以上となり、◎はＴ２より肌荒れが小となった上に、寿命が４倍以上となった。

Ｔ１以外の試料を黄銅等の棒材成形に用いる熱間押出しダイスに適用した結果は、表８に示すが、熱間押出しダイスの列の×は強度および硬さが不足し費用対効果が得られず実用できなかった。○はＴ２より割れるまでの寿命が３倍以上となり、◎は割れるまでの寿命が６倍以上となった。

Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉの合計量が合金全体の３．０ｍａｓｓ％より少ないと硬さが４１．８ＨＲＣより低くなり実用硬さが不足する。７．６ｍａｓｓ％より多いと難焼結性となって抗折力が８３０ＭＰａより低くなって実用強度が得られなくなる。Ｃｒは使用温度が比較的高いので２．３ｍａｓｓ％より少ないと、耐酸化性が不足するとともに、Ｃｒによる固溶強化が不足する。５．０ｍａｓｓ％より多いと難焼結性となって抗折力が８３０ＭＰａより低くなって実用強度が得られなくなる。

Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉの合計量が合金全体の４．０ｍａｓｓ％より少ないと金属間化合物および／またはＴｉを含む酸化物の分散強化が不足し、実用強度が得られなくなる。７．６ｍａｓｓ％より多いと難焼結性となって抗折力が１５７２ＭＰａより低くなって実用強度が得られなくなる。Ｃｒは２．３ｍａｓｓ％より少ないと、Ｃｒによる固溶強化が不足し、実用強度が得られなくなる。５．０ｍａｓｓ％より多いと難焼結性となって抗折力が１５７２ＭＰａより低くなって実用強度が得られなくなる。

Claims (8)

1. 粉末冶金法で作製する合金において、配合組成でＮｉおよびＦｅの合計量が合金全体の１．５ｍａｓｓ％以上３．１ｍａｓｓ％以下、かつ配合組成でＣｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉの合計量が合金全体の２．０ｍａｓｓ％以上７．６ｍａｓｓ％以下、残部がＷで、これに不可避不純物が加わった組成であり、焼結後の合金中の酸素量が０．０５１ｍａｓｓ％以上０．０８５ｍａｓｓ％以下であり、配合したＷとＣｒの一部が、分散相としてＷ−Ｃｒ固溶体となっており、硬さが３３．８ＨＲＣ以上で、抗折力が８３０ＭＰａ以上の、Ｗ−Ｃｒ基合金。
2. 粉末冶金法で作製する合金において、配合組成でＮｉおよびＦｅの合計量が合金全体の１．５ｍａｓｓ％以上３．１ｍａｓｓ％以下、かつ配合組成でＣｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉの合計量が合金全体の３．６ｍａｓｓ％以上７．６ｍａｓｓ％以下、残部がＷで、これに不可避不純物が加わった組成であり、焼結後の合金中の酸素量が０．０５１ｍａｓｓ％以上０．０８５ｍａｓｓ％以下であり、配合したＷとＣｒの一部が、分散相としてＷ−Ｃｒ固溶体となっており、硬さが４１．８ＨＲＣ以上で、抗折力が８３０ＭＰａ以上の、Ｗ−Ｃｒ基合金。
3. 粉末冶金法で作製する合金において、配合組成でＮｉおよびＦｅの合計量が合金全体の１．５ｍａｓｓ％以上３．１ｍａｓｓ％以下、かつ配合組成でＣｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉの合計量が合金全体の４．０ｍａｓｓ％以上７．６ｍａｓｓ％以下、残部がＷで、これに不可避不純物が加わった組成であり、焼結後の合金中の酸素量が０．０５１ｍａｓｓ％以上０．０８５ｍａｓｓ％以下であり、配合したＷとＣｒの一部が、分散相としてＷ−Ｃｒ固溶体となっており、硬さが４１．８ＨＲＣ以上で、抗折力が１０５０ＭＰａ以上の、Ｗ−Ｃｒ基合金。
4. 請求項１から請求項３のいずれかのＷ−Ｃｒ基合金を用いて作製された、アルミニウム合金用ダイキャスト金型。
5. 請求項１から請求項３のいずれかのＷ−Ｃｒ基合金を用いて作製された、ガラスレンズ成形用金型の周辺部材。
6. 請求項２または請求項３のいずれかのＷ−Ｃｒ基合金を用いて作製された、鋼材部品の電気加熱鍛造用の台電極。
7. 請求項３のＷ−Ｃｒ基合金を用いて作製された、黄銅の棒材成形用熱間押出しダイス。
8. 請求項１から請求項３のいずれかの配合組成のＷ−Ｃｒ基合金について、焼結時の雰囲気を４００ｐｐｍ以上６００ｐｐｍ以下のＯ_２を含み６０ｋＰａ以上１００ｋＰａ以下の圧力のＡｒ雰囲気とすることにより、焼結後の合金中の酸素量を０．０５１ｍａｓｓ％以上０．０８５ｍａｓｓ％以下含ませる、請求項１から請求項３のいずれかのＷＣ−Ｃｒ基合金の製造方法。