JP2677287B2 - ニッケル・モリブデン複硼化物基焼結体 - Google Patents
ニッケル・モリブデン複硼化物基焼結体Info
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Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野］
本発明はNi・Mo複硼化物基焼結体、さらに詳しくは強
度・靭性ならびに耐熱衝撃性に優れたNi・Mo複硼化物基
焼結体、特に靭性に優れたNi・Mo複硼化物基焼結体に関
するものである。 ［従来の技術］ 従来から、金属硼化物を、その優れた性質、すなわ
ち、高融点・高強度・電気及び熱の良導性等を生かして
機械材料に利用しようとする試みが多くなされている。
特にTiB2やZrB2等の二硼化物は広範な研究がなされてお
り（日本金属学会報25、12（1986）1018）、一部では実
用化されている。しかしながら、金属硼化物は難焼結性
であるため、緻密でかつ高強度の焼結体が得難く、靭性
の点でも不十分である。 このため金属の鍛造加工や押出し加工用の金型といっ
た、強度と靭性、特に高靭性が要求される分野では、ほ
とんど実用化が進んでいない。 そこで硼化物を他の金属で結合して硼化物の特性を生
かしつつ、強度と靭性を付与しようとする提案（林、小
瀬、浜野窯業協会誌75（1967）84、B.Y.Yuriditskii e
t.al,Poroshkovaya.Metallurgiya No.4（232）1982.3
2）がなされており、無加圧焼結で緻密な焼結体を得て
いるが、その目的を達成できていない。 その理由は、本来靭性を付与すべく添加された金属が
硼化物と優先的に激しく反応し、たとえばFeはFe2B,FeB
12等、NiはNi2B,Ni4B3,NiB等の脆弱な硼化物を形成して
しまうためと考えられる。 この問題点を解決しようとしたものに特公昭56−1577
3などがあり、高強度の複硼化物サーメットを提案して
いる。しかし、これも結合金属が鉄ベースであることか
ら耐食性や耐酸化性に問題があり、硼化物の特性を十分
に活かしきっていない。 ［発明の解決しようとする問題点］ これらの点に鑑み、本発明者らは、Ni・Mo複硼化物を
硬質相とし、Ni合金を結合相とした、強度、靭性、耐食
性等に優れたサーメットを提案（特開昭63−143236）し
たが、さらに強度、靭性、耐熱衝撃性等の向上、特に強
度の向上に関して鋭意研究を重ねた結果、複硼化物から
なる硬質相の一部を特定の炭化物で置き換えることが効
果的であることを見い出し、本発明に至ったものであ
る。 ［問題点を解決するための手段］ すなわち、本発明のニッケル・モリブデン複硼化物基
焼結体は、Ni・Mo複硼化物（以下、Mo2NiB2と記す）お
よび／またはMoの一部がＷに置換されたNi・Mo複硼化物
（以下、（Mo・Ｗ）2NiB2と記す）を硬質相とし、結合
部が主として、Ni−Mo合金からなる焼結体において、複
硼化物からなる硬質相の一部が周期律表4a、5aおよび6a
族遷移金属の炭化物の一種以上によって置き換えられて
おり、結合部の割合が10〜60重量％であり、炭化物が硬
質相の0.5〜35体積％を占めていることにより、無加圧
焼結でも容易に得られる緻密で、高強度の焼結体を提供
するものである。 本発明の焼結体を得るには、たとえば、MoB、WB、M
o、Niの各粉末及び4a、5aおよび6a族遷移金属の炭化物
を秤取し、回転ボールミルや振動ボールミル等を用い
て、エタノール等の有機溶媒中で混合、粉砕し、乾燥後
金型プレスやラバープレス等で加圧成形して、真空中、
または水素等の中性あるいは還元性雰囲気において、10
00℃以上の温度、多くの場合1200℃〜1500℃程度の温度
領域で焼結加熱すればよい。用いる原料粉は、必ずしも
上記のMoB粉、WB粉、Mo粉、Ni粉等の形である必要はな
く、Ni−Ｂ合金粉とMo粉、Ｗ粉およびNi粉との組み合わ
せ、あるいは、予め、アトマイズ法やその他の方法で作
成したMo2NiB2粉末および／または（Mo・Ｗ）2NiB2粉末
とNi粉、Mo粉との組み合わせ、またあるいは、Ni,Mo,W
等の単体金属粉末との組み合わせでもよく、これらの組
み合わせの原料粉に所定量の金属炭化物を添加すればよ
い。さらに原料粉はできる限り純度が高く、微細である
方が優れた特性を有する最終焼結体を得る上で有利であ
ることはいうまでもない。 上記原料粉末の成形体を焼成すると、昇温過程で原料
中のMo、Ni、Ｂ及びＷの各成分が反応し、Mo2NiB2ある
いは（Mo・Ｗ）2NiB2などを主結晶とする複硼化物を生
成し、次に、これらの複硼化物と、Ni及びMoを主成分と
する残りの相が共晶反応を起こし、液相を生ずる。この
液相の生成による液相焼結のため、相対密度がほぼ100
％の緻密な焼結体が得られる。本発明の焼結体の特徴
は、この液相焼結にもあり、通常の固相焼結では得難い
高密度の焼結体が短時間で容易に得られる。本発明の複
硼化物基焼結体の場合、焼結後の、主にNiとMoからなる
結合部と、硬質相の割合は、結合部が10〜60重量％、複
硼化物が40〜90重量％とされ、好ましくは結合部が15〜
30重量％、複硼化物が70〜85重量％とされる。本発明に
おいて、結合部と複硼化物の割合を上記の値とする理由
は、結合部が10％未満であると、強度と靭性が十分に大
きくなく、結合部が60重量％を超えると硬度や高温強度
（耐熱性）の低下があり、焼結時に変形が生じるため好
ましくない。 好ましい添加炭化物は、4a、5aおよび6a族遷移金属の
炭化物から選ばれる１種以上で、これらの炭化物の添加
により、室温から高温（〜1000℃）までの温度範囲で強
度の向上が見られ、特に室温から中温域（〜600℃）に
おける温度の向上が顕著である。また、炭化物の添加量
が増加すると硬度も増加する。このような強度や硬度の
向上効果は、上記の炭化物のいずれでも認められたが、
これらの中でも、TaC、NbC、WCまたはMo2Cが特に秀でて
いる。 添加する炭化物の量は、複硼化物と合わせた硬質相中
での比（原料配合時における組成比）で、0.5〜35体積
％において、好ましくは１〜25体積％において強度の向
上効果が顕著である。 添加炭化物の量を上記のように限定した理由は、炭化
物が複硼化物と合わせた硬質相中における比で0.5体積
％より少ないと、焼結体の強度向上効果が十分認められ
ず、35体積％より多いと強度と靭性、特に靭性が低下す
るためである。 炭化物添加により強度が向上する理由は次のように考
えられる。すなわち、添加した炭化物の一部、あるいは
大部分は、焼結中に金属と炭素の各元素に分解し、結合
相及び硬質相中に固溶し、これらの元素の固溶強化作用
によって焼結体の強度が向上しているものと考えられ
る。さらに炭化物の添加により、焼結体の組織が著しく
変化し、特に複硼化物の硬質相粒子の粒径が微細化する
ことから、複硼化物の粒子の微粒化が焼結体の強度の向
上に寄与していると考えられる。 炭化物の添加方法としては、単純な炭化物として添加
してもよいし、たとえば（Ta・Nb）Ｃのような複炭化物
の形で添加しても同様の効果が認められる。なお、本発
明焼結体において、そのほかの成分は可及的に含まれな
いことが望ましいが、目的を損なわない程度の分量含ま
れていても差し支えない。 ［実施例］ 以下、実施例により、発明を詳細に説明する。 実施例（１） MoB粉末（純度99.5％、平均粒径4.5μｍ）49重量％、
WB粉末（純度99.5％、平均粒径3.5μｍ）９重量％、TaC
粉末（純度99.5％、平均粒径1.1μｍ）５重量％、Mo粉
末（純度99.9％、平均粒径0.78μｍ）４重量％、カーボ
ニルニッケル粉末（純度99.6％、平均粒径2.8μｍ）33
重量％からなる原料粉末を秤取後、振動ミルを用いて、
エタノール中で24h混合・粉砕した。スラリーを真空乾
燥後、2ton/cm2の圧力で静水圧プレス成形を行い、成形
体を10-3torrの真空中において、1250℃で１時間焼成し
た。得られた焼結体の組織は、Ni、Mo、Ta及びＣからな
る結合部中に、平均粒径2.5μｍ程度のMo2NiB2及び（Mo
・Ｗ）2NiB2と 同２μｍ程度のTaCが均一に分散したものであった。ま
た、この焼結体の相対密度は99.9％であり、焼結体の機
械的性質は、３点曲げ強度が室温で200kg/mm2、800℃で
185kg/mm2、室温の破壊靭性値K1Cは18MN/m3/2（ノッチ
角90゜のシェブロンノッチ法による）、室温のビッカー
ス硬度は1170（kg/mm2）、800℃では890（kg/mm2）であ
った。 実施例（２）〜（７） 実施例（１）と同様のプロセスで、表１に実施例
（２）〜（７）として示す焼結体を得た。得られた焼結
体の組織はMo2NiB2、（Mo・Ｗ）2NiB2及び添加炭化物か
らなる硬質相を、主としてNiとMoからなる合金の結合部
がとり囲んだ形態を示し、炭化物の添加効果により（Mo
・Ｗ）2NiB2及びMo2NiB2は、炭化物無添加のものより微
粒化していた。 比較例（１）〜（４） 実施例（１）と同様のプロセスで、表１に比較例
（１）〜（４）として示す焼結体を得た。得られた焼結
体の組織はMo2NiB2及び（Mo・Ｗ）2NiB2からなる硬質相
を主としてNiとMoからなる合金の結合部がとり囲んだ形
態を示していた。 ［発明の効果］ このように、本発明のNi・Mo複硼化物基焼結体は、高
密度と高強度に加えて高靭性を兼ね備えており、さらに
十分な硬度、耐熱衝撃性および耐酸化性を有している材
料であるため、各種金型や機械構成部材、特に、高耐熱
性を要求されるこれらの部材に最適であるばかりか、耐
食性、導電性にも本質的に優れているため、高温耐食部
材、電極等の広い用途にも使用でき、硼化物の特質をま
さに有効に発揮しうることを可能となしたものであっ
て、その実用的価値は多大である。
度・靭性ならびに耐熱衝撃性に優れたNi・Mo複硼化物基
焼結体、特に靭性に優れたNi・Mo複硼化物基焼結体に関
するものである。 ［従来の技術］ 従来から、金属硼化物を、その優れた性質、すなわ
ち、高融点・高強度・電気及び熱の良導性等を生かして
機械材料に利用しようとする試みが多くなされている。
特にTiB2やZrB2等の二硼化物は広範な研究がなされてお
り（日本金属学会報25、12（1986）1018）、一部では実
用化されている。しかしながら、金属硼化物は難焼結性
であるため、緻密でかつ高強度の焼結体が得難く、靭性
の点でも不十分である。 このため金属の鍛造加工や押出し加工用の金型といっ
た、強度と靭性、特に高靭性が要求される分野では、ほ
とんど実用化が進んでいない。 そこで硼化物を他の金属で結合して硼化物の特性を生
かしつつ、強度と靭性を付与しようとする提案（林、小
瀬、浜野窯業協会誌75（1967）84、B.Y.Yuriditskii e
t.al,Poroshkovaya.Metallurgiya No.4（232）1982.3
2）がなされており、無加圧焼結で緻密な焼結体を得て
いるが、その目的を達成できていない。 その理由は、本来靭性を付与すべく添加された金属が
硼化物と優先的に激しく反応し、たとえばFeはFe2B,FeB
12等、NiはNi2B,Ni4B3,NiB等の脆弱な硼化物を形成して
しまうためと考えられる。 この問題点を解決しようとしたものに特公昭56−1577
3などがあり、高強度の複硼化物サーメットを提案して
いる。しかし、これも結合金属が鉄ベースであることか
ら耐食性や耐酸化性に問題があり、硼化物の特性を十分
に活かしきっていない。 ［発明の解決しようとする問題点］ これらの点に鑑み、本発明者らは、Ni・Mo複硼化物を
硬質相とし、Ni合金を結合相とした、強度、靭性、耐食
性等に優れたサーメットを提案（特開昭63−143236）し
たが、さらに強度、靭性、耐熱衝撃性等の向上、特に強
度の向上に関して鋭意研究を重ねた結果、複硼化物から
なる硬質相の一部を特定の炭化物で置き換えることが効
果的であることを見い出し、本発明に至ったものであ
る。 ［問題点を解決するための手段］ すなわち、本発明のニッケル・モリブデン複硼化物基
焼結体は、Ni・Mo複硼化物（以下、Mo2NiB2と記す）お
よび／またはMoの一部がＷに置換されたNi・Mo複硼化物
（以下、（Mo・Ｗ）2NiB2と記す）を硬質相とし、結合
部が主として、Ni−Mo合金からなる焼結体において、複
硼化物からなる硬質相の一部が周期律表4a、5aおよび6a
族遷移金属の炭化物の一種以上によって置き換えられて
おり、結合部の割合が10〜60重量％であり、炭化物が硬
質相の0.5〜35体積％を占めていることにより、無加圧
焼結でも容易に得られる緻密で、高強度の焼結体を提供
するものである。 本発明の焼結体を得るには、たとえば、MoB、WB、M
o、Niの各粉末及び4a、5aおよび6a族遷移金属の炭化物
を秤取し、回転ボールミルや振動ボールミル等を用い
て、エタノール等の有機溶媒中で混合、粉砕し、乾燥後
金型プレスやラバープレス等で加圧成形して、真空中、
または水素等の中性あるいは還元性雰囲気において、10
00℃以上の温度、多くの場合1200℃〜1500℃程度の温度
領域で焼結加熱すればよい。用いる原料粉は、必ずしも
上記のMoB粉、WB粉、Mo粉、Ni粉等の形である必要はな
く、Ni−Ｂ合金粉とMo粉、Ｗ粉およびNi粉との組み合わ
せ、あるいは、予め、アトマイズ法やその他の方法で作
成したMo2NiB2粉末および／または（Mo・Ｗ）2NiB2粉末
とNi粉、Mo粉との組み合わせ、またあるいは、Ni,Mo,W
等の単体金属粉末との組み合わせでもよく、これらの組
み合わせの原料粉に所定量の金属炭化物を添加すればよ
い。さらに原料粉はできる限り純度が高く、微細である
方が優れた特性を有する最終焼結体を得る上で有利であ
ることはいうまでもない。 上記原料粉末の成形体を焼成すると、昇温過程で原料
中のMo、Ni、Ｂ及びＷの各成分が反応し、Mo2NiB2ある
いは（Mo・Ｗ）2NiB2などを主結晶とする複硼化物を生
成し、次に、これらの複硼化物と、Ni及びMoを主成分と
する残りの相が共晶反応を起こし、液相を生ずる。この
液相の生成による液相焼結のため、相対密度がほぼ100
％の緻密な焼結体が得られる。本発明の焼結体の特徴
は、この液相焼結にもあり、通常の固相焼結では得難い
高密度の焼結体が短時間で容易に得られる。本発明の複
硼化物基焼結体の場合、焼結後の、主にNiとMoからなる
結合部と、硬質相の割合は、結合部が10〜60重量％、複
硼化物が40〜90重量％とされ、好ましくは結合部が15〜
30重量％、複硼化物が70〜85重量％とされる。本発明に
おいて、結合部と複硼化物の割合を上記の値とする理由
は、結合部が10％未満であると、強度と靭性が十分に大
きくなく、結合部が60重量％を超えると硬度や高温強度
（耐熱性）の低下があり、焼結時に変形が生じるため好
ましくない。 好ましい添加炭化物は、4a、5aおよび6a族遷移金属の
炭化物から選ばれる１種以上で、これらの炭化物の添加
により、室温から高温（〜1000℃）までの温度範囲で強
度の向上が見られ、特に室温から中温域（〜600℃）に
おける温度の向上が顕著である。また、炭化物の添加量
が増加すると硬度も増加する。このような強度や硬度の
向上効果は、上記の炭化物のいずれでも認められたが、
これらの中でも、TaC、NbC、WCまたはMo2Cが特に秀でて
いる。 添加する炭化物の量は、複硼化物と合わせた硬質相中
での比（原料配合時における組成比）で、0.5〜35体積
％において、好ましくは１〜25体積％において強度の向
上効果が顕著である。 添加炭化物の量を上記のように限定した理由は、炭化
物が複硼化物と合わせた硬質相中における比で0.5体積
％より少ないと、焼結体の強度向上効果が十分認められ
ず、35体積％より多いと強度と靭性、特に靭性が低下す
るためである。 炭化物添加により強度が向上する理由は次のように考
えられる。すなわち、添加した炭化物の一部、あるいは
大部分は、焼結中に金属と炭素の各元素に分解し、結合
相及び硬質相中に固溶し、これらの元素の固溶強化作用
によって焼結体の強度が向上しているものと考えられ
る。さらに炭化物の添加により、焼結体の組織が著しく
変化し、特に複硼化物の硬質相粒子の粒径が微細化する
ことから、複硼化物の粒子の微粒化が焼結体の強度の向
上に寄与していると考えられる。 炭化物の添加方法としては、単純な炭化物として添加
してもよいし、たとえば（Ta・Nb）Ｃのような複炭化物
の形で添加しても同様の効果が認められる。なお、本発
明焼結体において、そのほかの成分は可及的に含まれな
いことが望ましいが、目的を損なわない程度の分量含ま
れていても差し支えない。 ［実施例］ 以下、実施例により、発明を詳細に説明する。 実施例（１） MoB粉末（純度99.5％、平均粒径4.5μｍ）49重量％、
WB粉末（純度99.5％、平均粒径3.5μｍ）９重量％、TaC
粉末（純度99.5％、平均粒径1.1μｍ）５重量％、Mo粉
末（純度99.9％、平均粒径0.78μｍ）４重量％、カーボ
ニルニッケル粉末（純度99.6％、平均粒径2.8μｍ）33
重量％からなる原料粉末を秤取後、振動ミルを用いて、
エタノール中で24h混合・粉砕した。スラリーを真空乾
燥後、2ton/cm2の圧力で静水圧プレス成形を行い、成形
体を10-3torrの真空中において、1250℃で１時間焼成し
た。得られた焼結体の組織は、Ni、Mo、Ta及びＣからな
る結合部中に、平均粒径2.5μｍ程度のMo2NiB2及び（Mo
・Ｗ）2NiB2と 同２μｍ程度のTaCが均一に分散したものであった。ま
た、この焼結体の相対密度は99.9％であり、焼結体の機
械的性質は、３点曲げ強度が室温で200kg/mm2、800℃で
185kg/mm2、室温の破壊靭性値K1Cは18MN/m3/2（ノッチ
角90゜のシェブロンノッチ法による）、室温のビッカー
ス硬度は1170（kg/mm2）、800℃では890（kg/mm2）であ
った。 実施例（２）〜（７） 実施例（１）と同様のプロセスで、表１に実施例
（２）〜（７）として示す焼結体を得た。得られた焼結
体の組織はMo2NiB2、（Mo・Ｗ）2NiB2及び添加炭化物か
らなる硬質相を、主としてNiとMoからなる合金の結合部
がとり囲んだ形態を示し、炭化物の添加効果により（Mo
・Ｗ）2NiB2及びMo2NiB2は、炭化物無添加のものより微
粒化していた。 比較例（１）〜（４） 実施例（１）と同様のプロセスで、表１に比較例
（１）〜（４）として示す焼結体を得た。得られた焼結
体の組織はMo2NiB2及び（Mo・Ｗ）2NiB2からなる硬質相
を主としてNiとMoからなる合金の結合部がとり囲んだ形
態を示していた。 ［発明の効果］ このように、本発明のNi・Mo複硼化物基焼結体は、高
密度と高強度に加えて高靭性を兼ね備えており、さらに
十分な硬度、耐熱衝撃性および耐酸化性を有している材
料であるため、各種金型や機械構成部材、特に、高耐熱
性を要求されるこれらの部材に最適であるばかりか、耐
食性、導電性にも本質的に優れているため、高温耐食部
材、電極等の広い用途にも使用でき、硼化物の特質をま
さに有効に発揮しうることを可能となしたものであっ
て、その実用的価値は多大である。
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 １．Ni・Mo複硼化物および／またはNi・Mo・Ｗ複硼化物
を硬質相とし、結合部が主としてNi,Mo合金からなる焼
結体において、該複硼化物からなる硬質相の一部が周期
律表4a、5aおよび6a族遷移金属の炭化物の一種以上によ
って置き換えられており、結合部の割合が10〜60重量％
であり、炭化物が硬質相の0.5〜35体積％を占めている
ことを特徴とする高強度、高靭性のニッケル・モリブデ
ン複硼化物基焼結体。 ２．硬質相の一部がTaC、NbC、WCおよびMo2Cから選ばれ
る一種以上の炭化物で置き換えられている特許請求の範
囲第１項記載の焼結体。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62288448A JP2677287B2 (ja) | 1987-11-17 | 1987-11-17 | ニッケル・モリブデン複硼化物基焼結体 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62288448A JP2677287B2 (ja) | 1987-11-17 | 1987-11-17 | ニッケル・モリブデン複硼化物基焼結体 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01131070A JPH01131070A (ja) | 1989-05-23 |
| JP2677287B2 true JP2677287B2 (ja) | 1997-11-17 |
Family
ID=17730342
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62288448A Expired - Fee Related JP2677287B2 (ja) | 1987-11-17 | 1987-11-17 | ニッケル・モリブデン複硼化物基焼結体 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2677287B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5323838A (en) * | 1992-07-08 | 1994-06-28 | Asahi Glass Company Ltd. | Injection sleeve for die casting and a method of casting an aluminum or an aluminum alloy part |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5918458B2 (ja) * | 1980-11-27 | 1984-04-27 | 工業技術院長 | Ｍ↓２ｂ↓５型ホウ化物を含有したホウ化物系サ−メット材料 |
| JPS62196353A (ja) * | 1986-02-24 | 1987-08-29 | Toyo Kohan Co Ltd | 高耐食性硬質焼結合金 |
-
1987
- 1987-11-17 JP JP62288448A patent/JP2677287B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH01131070A (ja) | 1989-05-23 |
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