JP2967789B2 - 高耐食耐摩耗性硼化物系タングステン基焼結合金及びその製造方法 - Google Patents
高耐食耐摩耗性硼化物系タングステン基焼結合金及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、硼化物とタングステン
からなる焼結合金であり、さらに詳しくは、アルミニウ
ム、マグネシウム、亜鉛、鉛、ナトリウムなどの溶融金
属に対してきわめて優れた耐食性を示すと共に、高い常
温および高温硬度と、優れた耐摩耗性、耐凝着性、熱衝
撃抵抗および靭性を有し、また良好な被加工性を有する
硼化物系タングステン基合金に関する。
からなる焼結合金であり、さらに詳しくは、アルミニウ
ム、マグネシウム、亜鉛、鉛、ナトリウムなどの溶融金
属に対してきわめて優れた耐食性を示すと共に、高い常
温および高温硬度と、優れた耐摩耗性、耐凝着性、熱衝
撃抵抗および靭性を有し、また良好な被加工性を有する
硼化物系タングステン基合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】産業機械の自動化、高速化やメンテナン
スフリー化などの高性能化に伴い、そこで用いられる耐
摩耗材料の特性に対する要求は益々厳しくなっている。
例えばダイカスト関連部品や熱間あるいは冷間での押し
出しダイスなどもより高温で、しかもより強い腐食環境
で使用されるようになり、それに伴って耐摩耗性の他に
耐食性に優れること、耐凝着性、即ち相手材とくっつき
がないこと、常温および高温での硬度が高く変形に耐え
ること、高い熱衝撃抵抗を持つことなどが従来にもまし
て要求されるようになってきた。
スフリー化などの高性能化に伴い、そこで用いられる耐
摩耗材料の特性に対する要求は益々厳しくなっている。
例えばダイカスト関連部品や熱間あるいは冷間での押し
出しダイスなどもより高温で、しかもより強い腐食環境
で使用されるようになり、それに伴って耐摩耗性の他に
耐食性に優れること、耐凝着性、即ち相手材とくっつき
がないこと、常温および高温での硬度が高く変形に耐え
ること、高い熱衝撃抵抗を持つことなどが従来にもまし
て要求されるようになってきた。
【０００３】ダイカスト法は非常に高い生産性により大
量生産に適し、さらに製品の品質、寸法精度がともに高
いなど多くの利点を有するため、亜鉛合金、マグネシウ
ム合金、アルミニウム合金など比較的低融点金属に幅広
く用いられている鋳造法であり、ダイカスト関連部品と
は、このダイカスト法に用いる金型、スリーブ、プラン
ジャーチップなどを指す。これらに共通して求められる
特性は、溶融金属に侵食されないこと、硬度が高く耐摩
耗性に優れること、高温硬度が高く高温での変形に耐え
ること、熱衝撃によって破壊しないこと、被加工性が良
いことなどである。また、冷間あるいは熱間押し出しダ
イスでは、銅やアルミニウムなどの押し出しや線引き加
工、成形加工を行う際、銅やアルミニウムが粘い材料で
あるので、これらと凝着をおこさないことが製品の品質
を高めるために重要となる。
量生産に適し、さらに製品の品質、寸法精度がともに高
いなど多くの利点を有するため、亜鉛合金、マグネシウ
ム合金、アルミニウム合金など比較的低融点金属に幅広
く用いられている鋳造法であり、ダイカスト関連部品と
は、このダイカスト法に用いる金型、スリーブ、プラン
ジャーチップなどを指す。これらに共通して求められる
特性は、溶融金属に侵食されないこと、硬度が高く耐摩
耗性に優れること、高温硬度が高く高温での変形に耐え
ること、熱衝撃によって破壊しないこと、被加工性が良
いことなどである。また、冷間あるいは熱間押し出しダ
イスでは、銅やアルミニウムなどの押し出しや線引き加
工、成形加工を行う際、銅やアルミニウムが粘い材料で
あるので、これらと凝着をおこさないことが製品の品質
を高めるために重要となる。
【０００４】このような要求に対して、ＳＫＤ６１など
の熱間工具鋼に熱処理、窒化処理を施した材料が早くか
ら用いられてきた。しかし、窒化処理を施しても、その
窒化層が２０〜３０μｍ程度と薄く、溶融金属に対する
長時間にわたる耐食性は十分とはいえない。このため、
これをアルミダイカストスリーブに用いると、寿命が短
いためにスリーブの取り替えを頻繁に行わなければなら
ず、ランニングコストが高くなり、また連続操業では著
しく生産性が低下する。さらにアルミニウムに侵食され
た鉄が溶け出してダイカスト製品の中へ巻き込まれ、製
品の品質低下を招くこともある。
の熱間工具鋼に熱処理、窒化処理を施した材料が早くか
ら用いられてきた。しかし、窒化処理を施しても、その
窒化層が２０〜３０μｍ程度と薄く、溶融金属に対する
長時間にわたる耐食性は十分とはいえない。このため、
これをアルミダイカストスリーブに用いると、寿命が短
いためにスリーブの取り替えを頻繁に行わなければなら
ず、ランニングコストが高くなり、また連続操業では著
しく生産性が低下する。さらにアルミニウムに侵食され
た鉄が溶け出してダイカスト製品の中へ巻き込まれ、製
品の品質低下を招くこともある。
【０００５】また、溶融金属に対して優れた耐食性およ
び耐凝着性を示す炭化物、炭窒化物のＷＣ，ＴｉＣＮを
用い、これにＮｉ，Ｃｏ等鉄族金属を添加して焼結した
ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金、ＴｉＣＮ−Ｎｉ系サーメットが
開発され、工具類として用いられている。しかし、これ
らはいずれも添加した鉄族金属が焼結後に結合相として
残るため、この結合相が溶融金属に侵食されたり、ある
いは相手材と凝着をおこすなど、耐食性および耐凝着性
に問題がある。
び耐凝着性を示す炭化物、炭窒化物のＷＣ，ＴｉＣＮを
用い、これにＮｉ，Ｃｏ等鉄族金属を添加して焼結した
ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金、ＴｉＣＮ−Ｎｉ系サーメットが
開発され、工具類として用いられている。しかし、これ
らはいずれも添加した鉄族金属が焼結後に結合相として
残るため、この結合相が溶融金属に侵食されたり、ある
いは相手材と凝着をおこすなど、耐食性および耐凝着性
に問題がある。
【０００６】さらに、優れた耐食性と、高い常温および
高温硬度を持つ材料としてセラミックスがあり、その中
でも特にアルミニウムなど非鉄金属との耐凝着性および
その溶融金属に対する耐食性に優れていると言われてい
る硼化物系セラミックス（例えば特開昭５９−４５９７
１号公報、特開昭５７−１２９８７６号公報、特開昭５
７−４２５７８号公報など）が提案されている。しかし
セラミックスは脆性材料であるために、高い靭性および
熱衝撃抵抗が必要なダイカスト関連部品には適用でき
ず、その用途は切削工具など工具類が主である。またセ
ラミックスの中では比較的高い熱衝撃抵抗を有するサイ
アロンのダイカストスリーブへの応用も試みられている
が、製造コストが非常に高く、被加工性にも問題があ
り、さらに、あまりにも硬度が高いためにプランジャー
チップのように低硬度材と摺動する場合、相手材を摩耗
させてしまうという欠点もある。
高温硬度を持つ材料としてセラミックスがあり、その中
でも特にアルミニウムなど非鉄金属との耐凝着性および
その溶融金属に対する耐食性に優れていると言われてい
る硼化物系セラミックス（例えば特開昭５９−４５９７
１号公報、特開昭５７−１２９８７６号公報、特開昭５
７−４２５７８号公報など）が提案されている。しかし
セラミックスは脆性材料であるために、高い靭性および
熱衝撃抵抗が必要なダイカスト関連部品には適用でき
ず、その用途は切削工具など工具類が主である。またセ
ラミックスの中では比較的高い熱衝撃抵抗を有するサイ
アロンのダイカストスリーブへの応用も試みられている
が、製造コストが非常に高く、被加工性にも問題があ
り、さらに、あまりにも硬度が高いためにプランジャー
チップのように低硬度材と摺動する場合、相手材を摩耗
させてしまうという欠点もある。
【０００７】耐食性、耐凝着性、靭性、熱衝撃抵抗に優
れ、セラミックスよりもはるかに加工が容易な材料とし
てはタングステンが挙げられる。タングステンはアルミ
ニウム、マグネシウム、亜鉛、鉛、ナトリウムなど多く
の溶融金属に対して高温まで安定で耐食性に優れ、ま
た、それらとの反応性が低いために、常温および高温に
おける耐凝着性にも優れていることは早くから知られて
いた。タングステンは融点が３４１０℃と金属の中で最
高であるため、工業的な溶解−鋳造法によってインゴッ
トを得ることは困難であり、通常は粉末冶金法が用いら
れる。しかし、焼結には約２５００℃以上の高温と高純
度の水素ガスが必要であり、１００％ち密化させるため
には、さらにスエージング、鍛造、圧延等が必要である
ため製造コストが高くなる。また、タングステン単体は
硬度がＨｖ（ビッカース硬度）で約４００と低いために
耐摩耗性に問題があり、さらに、３００℃付近から伸展
性を示し、高温で容易に変形してしまうなどの欠点もあ
り、ワイヤーやフィラメントなど、ごく一部の用途のみ
で、構造用材料としては用いられていない。
れ、セラミックスよりもはるかに加工が容易な材料とし
てはタングステンが挙げられる。タングステンはアルミ
ニウム、マグネシウム、亜鉛、鉛、ナトリウムなど多く
の溶融金属に対して高温まで安定で耐食性に優れ、ま
た、それらとの反応性が低いために、常温および高温に
おける耐凝着性にも優れていることは早くから知られて
いた。タングステンは融点が３４１０℃と金属の中で最
高であるため、工業的な溶解−鋳造法によってインゴッ
トを得ることは困難であり、通常は粉末冶金法が用いら
れる。しかし、焼結には約２５００℃以上の高温と高純
度の水素ガスが必要であり、１００％ち密化させるため
には、さらにスエージング、鍛造、圧延等が必要である
ため製造コストが高くなる。また、タングステン単体は
硬度がＨｖ（ビッカース硬度）で約４００と低いために
耐摩耗性に問題があり、さらに、３００℃付近から伸展
性を示し、高温で容易に変形してしまうなどの欠点もあ
り、ワイヤーやフィラメントなど、ごく一部の用途のみ
で、構造用材料としては用いられていない。
【０００８】タングステンの焼結をより低温で行うため
に、その焼結を促進する目的でＦｅ，Ｎｉ，Ｃｏなどの
鉄族金属を添加することは公知の技術であり、このよう
な焼結タングステン合金が数多く開発されている。しか
し、このような焼結タングステン合金は添加した鉄族金
属が焼結後に結合相として残り、前述したようなＷＣ−
Ｃｏ系超硬合金、ＴｉＣＮ−Ｎｉ系サーメットと同様
に、この結合相が溶融金属に侵食されるため耐食性に劣
り、相手材との耐凝着性も悪くなる。さらに、タングス
テンの硬度が低く、高温で軟化するという欠点は何等解
決されていない。また、焼結タングステン合金に微量の
ＴｉＢ２を添加して耐酸化性、硬度、耐摩耗性を向上さ
せた電気接点材料（特開昭５６−５５５４８号公報）も
提案されているが、やはり結合相が鉄属金属のＮｉであ
るため、この結合相が溶融金属に侵食されるなど、耐食
性や相手材との耐凝着性は改善されていない。また、Ｔ
ｉＢ２添加量が少なく、硬度が低いためダイカストスリ
ーブのように高い耐摩耗性を必要とする用途には適さな
い。
に、その焼結を促進する目的でＦｅ，Ｎｉ，Ｃｏなどの
鉄族金属を添加することは公知の技術であり、このよう
な焼結タングステン合金が数多く開発されている。しか
し、このような焼結タングステン合金は添加した鉄族金
属が焼結後に結合相として残り、前述したようなＷＣ−
Ｃｏ系超硬合金、ＴｉＣＮ−Ｎｉ系サーメットと同様
に、この結合相が溶融金属に侵食されるため耐食性に劣
り、相手材との耐凝着性も悪くなる。さらに、タングス
テンの硬度が低く、高温で軟化するという欠点は何等解
決されていない。また、焼結タングステン合金に微量の
ＴｉＢ２を添加して耐酸化性、硬度、耐摩耗性を向上さ
せた電気接点材料（特開昭５６−５５５４８号公報）も
提案されているが、やはり結合相が鉄属金属のＮｉであ
るため、この結合相が溶融金属に侵食されるなど、耐食
性や相手材との耐凝着性は改善されていない。また、Ｔ
ｉＢ２添加量が少なく、硬度が低いためダイカストスリ
ーブのように高い耐摩耗性を必要とする用途には適さな
い。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明はタングステン
の持つ優れた耐食性、靭性を損なわず、しかも高い常温
および高温硬度、優れた耐摩耗性、耐凝着性、熱衝撃抵
抗、被加工性を有するタングステン基合金を提供するこ
とを目的としている。
の持つ優れた耐食性、靭性を損なわず、しかも高い常温
および高温硬度、優れた耐摩耗性、耐凝着性、熱衝撃抵
抗、被加工性を有するタングステン基合金を提供するこ
とを目的としている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明請求項１の高耐食
耐摩耗性硼化物系タングステン基焼結合金は、硬質相
と、これを結合する結合相とからなる硬質焼結合金であ
って、硬質相が主としてタングステンからなり、結合相
が主として３元系複硼化物からなり、かつ、前記結合相
の割合が１〜３０体積％であることを特徴とする。請求
項２の焼結合金は、前記３元系複硼化物が、Ｍｏ２Ｆｅ
Ｂ２，Ｍｏ２ＣｏＢ２，Ｍｏ２ＮｉＢ２，Ｗ２Ｆｅ
Ｂ２，Ｗ２ＣｏＢ２，Ｗ２ＮｉＢ２，ＭｏＣｏＢ，ＷＦ
ｅＢ，ＷＣｏＢの中から選ばれた１種以上を混合したも
のであることを特徴とする。請求項３の高耐食耐摩耗性
硼化物系タングステン基焼結合金は、硬質相と、これを
結合する結合相とからなる硬質焼結合金であって、硬質
相が主としてタングステンからなり、結合相が、主とし
て、１〜２０体積％の３元系複硼化物及び１〜２０体積
％の２元系複硼化物からなることを特徴とする。請求項
４の焼結合金は、前記３元系複硼化物が、Ｍｏ２ＦｅＢ
２，Ｍｏ２ＣｏＢ２，Ｍｏ２ＮｉＢ２，Ｗ２ＦｅＢ２，
Ｗ２ＣｏＢ２，Ｗ２ＮｉＢ２，ＭｏＣｏＢ，ＷＦｅＢ，
ＷＣｏＢの中から選ばれた１種以上を混合したものであ
り、前記２元系複硼化物が、ＭｘＢｙ（ただしＭはＴ
ｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖのいずれであり、ｘ＝
１〜２，ｙ＝１〜４）で表せる硼化物の中から選ばれた
１種以上を混合したものであることを特徴とする。請求
項５の焼結合金は、前記ＭｘＢｙが、ＴｉＢ２，ＺｒＢ
２，ＴａＢ２，ＣｒＢ２の中から選ばれた１種以上を混
合したものであることを特徴とする。本発明請求項６の
高耐食耐摩耗性硼化物系タングステン基焼結合金の製造
方法は、硬質相と、これを結合する結合相とからなる硬
質焼結合金の製造方法であって、硬質相としての役割を
果たすタングステン粉末と、結合相としての役割を果た
す３元系複硼化物粉末を１〜３０体積％と、を混合し、
成形し、焼結することを特徴とする。請求項７の製造方
法は、前記３元系複硼化物粉末が、Ｍｏ２ＦｅＢ２，Ｍ
ｏ２ＣｏＢ２，Ｍｏ２ＮｉＢ２，Ｗ２ＦｅＢ２，Ｗ２Ｃ
ｏＢ２，Ｗ２ＮｉＢ２，ＭｏＣｏＢ，ＷＦｅＢ，ＷＣｏ
Ｂの中から選ばれた１種以上の粉末を混合したものであ
ることを特徴とする。請求項８の高耐食耐摩耗性硼化物
系タングステン基焼結合金の製造方法は、硬質相とこれ
を結合する結合相とからなる硬質焼結合金の製造方法で
あって、硬質相としての役割を果たすタングステン粉末
と、結合相としての役割を果たす３元系複硼化物粉末を
１〜２０体積％と、結合相としての役割を果たす２元系
複硼化物粉末を１〜２０体積％と、を混合し、成形し、
焼結することを特徴とする。請求項９の製造方法は、前
記３元系複硼化物粉末が、Ｍｏ２ＦｅＢ２，Ｍｏ２Ｃｏ
Ｂ２，Ｍｏ２ＮｉＢ２，Ｗ２ＦｅＢ２，Ｗ２ＣｏＢ２，
Ｗ２ＮｉＢ２，ＭｏＣｏＢ，ＷＦｅＢ，ＷＣｏＢの中か
ら選ばれた１種以上の粉末を混合したものであり、前記
２元系複硼化物粉末が、ＭｘＢｙ（ただしＭはＴｉ，Ｚ
ｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖのいずれであり、ｘ＝１〜
２，ｙ＝１〜４）で表せる硼化物粉末の中から選ばれた
１種以上の粉末を混合したものであることを特徴とす
る。請求項１０の製造方法は、前記ＭｘＢｙが、ＴｉＢ
２，ＺｒＢ２，ＴａＢ２，ＣｒＢ２の中から選ばれた１
種以上の粉末を混合したものであることを特徴とする。
すなわち、本発明の焼結合金は、Ｍｏ２ＦｅＢ２，Ｍｏ
２ＣｏＢ２，Ｍｏ２ＮｉＢ２，Ｗ２ＦｅＢ２，Ｗ２Ｃｏ
Ｂ２，Ｗ２ＮｉＢ２，ＭｏＣｏＢ，ＷＦｅＢ，ＷＣｏＢ
の中から選ばれた１種以上の３元系複硼化物粉末を１〜
３０体積％と、残部がタングステン粉末ならびに不可避
的不純物からなる混合粉末を成形して焼結することによ
って、タングステンの持つ優れた耐食性、靭性を損なわ
ず、しかも高い常温および高温硬度、優れた耐摩耗性、
耐凝着性、熱衝撃抵抗、被加工性を有する硼化物系タン
グステン基合金が得られる。この合金を合金Ａと呼ぶ。
なお、３元系複硼化物は必ずしも化学量論比と一致する
必要はなく、また不可避的な不純物を含んでも良い。な
お、これらの３元系複硼化物は単独で用いても良く、２
種以上を組み合わせて用いても良いし、さらに２種以上
が相互に固溶したものを用いても良い。
耐摩耗性硼化物系タングステン基焼結合金は、硬質相
と、これを結合する結合相とからなる硬質焼結合金であ
って、硬質相が主としてタングステンからなり、結合相
が主として３元系複硼化物からなり、かつ、前記結合相
の割合が１〜３０体積％であることを特徴とする。請求
項２の焼結合金は、前記３元系複硼化物が、Ｍｏ２Ｆｅ
Ｂ２，Ｍｏ２ＣｏＢ２，Ｍｏ２ＮｉＢ２，Ｗ２Ｆｅ
Ｂ２，Ｗ２ＣｏＢ２，Ｗ２ＮｉＢ２，ＭｏＣｏＢ，ＷＦ
ｅＢ，ＷＣｏＢの中から選ばれた１種以上を混合したも
のであることを特徴とする。請求項３の高耐食耐摩耗性
硼化物系タングステン基焼結合金は、硬質相と、これを
結合する結合相とからなる硬質焼結合金であって、硬質
相が主としてタングステンからなり、結合相が、主とし
て、１〜２０体積％の３元系複硼化物及び１〜２０体積
％の２元系複硼化物からなることを特徴とする。請求項
４の焼結合金は、前記３元系複硼化物が、Ｍｏ２ＦｅＢ
２，Ｍｏ２ＣｏＢ２，Ｍｏ２ＮｉＢ２，Ｗ２ＦｅＢ２，
Ｗ２ＣｏＢ２，Ｗ２ＮｉＢ２，ＭｏＣｏＢ，ＷＦｅＢ，
ＷＣｏＢの中から選ばれた１種以上を混合したものであ
り、前記２元系複硼化物が、ＭｘＢｙ（ただしＭはＴ
ｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖのいずれであり、ｘ＝
１〜２，ｙ＝１〜４）で表せる硼化物の中から選ばれた
１種以上を混合したものであることを特徴とする。請求
項５の焼結合金は、前記ＭｘＢｙが、ＴｉＢ２，ＺｒＢ
２，ＴａＢ２，ＣｒＢ２の中から選ばれた１種以上を混
合したものであることを特徴とする。本発明請求項６の
高耐食耐摩耗性硼化物系タングステン基焼結合金の製造
方法は、硬質相と、これを結合する結合相とからなる硬
質焼結合金の製造方法であって、硬質相としての役割を
果たすタングステン粉末と、結合相としての役割を果た
す３元系複硼化物粉末を１〜３０体積％と、を混合し、
成形し、焼結することを特徴とする。請求項７の製造方
法は、前記３元系複硼化物粉末が、Ｍｏ２ＦｅＢ２，Ｍ
ｏ２ＣｏＢ２，Ｍｏ２ＮｉＢ２，Ｗ２ＦｅＢ２，Ｗ２Ｃ
ｏＢ２，Ｗ２ＮｉＢ２，ＭｏＣｏＢ，ＷＦｅＢ，ＷＣｏ
Ｂの中から選ばれた１種以上の粉末を混合したものであ
ることを特徴とする。請求項８の高耐食耐摩耗性硼化物
系タングステン基焼結合金の製造方法は、硬質相とこれ
を結合する結合相とからなる硬質焼結合金の製造方法で
あって、硬質相としての役割を果たすタングステン粉末
と、結合相としての役割を果たす３元系複硼化物粉末を
１〜２０体積％と、結合相としての役割を果たす２元系
複硼化物粉末を１〜２０体積％と、を混合し、成形し、
焼結することを特徴とする。請求項９の製造方法は、前
記３元系複硼化物粉末が、Ｍｏ２ＦｅＢ２，Ｍｏ２Ｃｏ
Ｂ２，Ｍｏ２ＮｉＢ２，Ｗ２ＦｅＢ２，Ｗ２ＣｏＢ２，
Ｗ２ＮｉＢ２，ＭｏＣｏＢ，ＷＦｅＢ，ＷＣｏＢの中か
ら選ばれた１種以上の粉末を混合したものであり、前記
２元系複硼化物粉末が、ＭｘＢｙ（ただしＭはＴｉ，Ｚ
ｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖのいずれであり、ｘ＝１〜
２，ｙ＝１〜４）で表せる硼化物粉末の中から選ばれた
１種以上の粉末を混合したものであることを特徴とす
る。請求項１０の製造方法は、前記ＭｘＢｙが、ＴｉＢ
２，ＺｒＢ２，ＴａＢ２，ＣｒＢ２の中から選ばれた１
種以上の粉末を混合したものであることを特徴とする。
すなわち、本発明の焼結合金は、Ｍｏ２ＦｅＢ２，Ｍｏ
２ＣｏＢ２，Ｍｏ２ＮｉＢ２，Ｗ２ＦｅＢ２，Ｗ２Ｃｏ
Ｂ２，Ｗ２ＮｉＢ２，ＭｏＣｏＢ，ＷＦｅＢ，ＷＣｏＢ
の中から選ばれた１種以上の３元系複硼化物粉末を１〜
３０体積％と、残部がタングステン粉末ならびに不可避
的不純物からなる混合粉末を成形して焼結することによ
って、タングステンの持つ優れた耐食性、靭性を損なわ
ず、しかも高い常温および高温硬度、優れた耐摩耗性、
耐凝着性、熱衝撃抵抗、被加工性を有する硼化物系タン
グステン基合金が得られる。この合金を合金Ａと呼ぶ。
なお、３元系複硼化物は必ずしも化学量論比と一致する
必要はなく、また不可避的な不純物を含んでも良い。な
お、これらの３元系複硼化物は単独で用いても良く、２
種以上を組み合わせて用いても良いし、さらに２種以上
が相互に固溶したものを用いても良い。
【００１１】３元系複硼化物の第１の効果は焼結時に液
相となって焼結を促進し、焼結体をち密化することであ
る。そして、これらの３元系複硼化物はそれ自体が耐食
性に優れているため、焼結体の耐食性を低下させること
もない。タングステンは難焼結材料であるが、液相の出
現によってち密化を促進させる、いわゆる液相焼結を行
えば比較的低温でち密な焼結体が得られることは良く知
られている。液相として用いる材種は耐食性に優れるこ
とが必要であり、また、２０００℃以下のできるだけ低
い温度で液相になり焼結を促進させることが必要であ
る。例えば、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏのような鉄族金属を液相
として用いると、焼結後も鉄族金属が結合相として残
り、この結合相が溶融金属に侵食されるため、溶融金属
に対する耐食性は著しく低下する。また、一般的に耐食
性に優れる金属間化合物やセラミックスは融点が高く、
２０００℃以下で液相になるものは少ないし、仮に液相
となってもタングステンとの濡れ性が悪く、タングステ
ンを十分ち密化できるものはさらに少なくなる。このよ
うな条件を満たす材料としては、Ｍｏ２ＦｅＢ２，Ｍｏ
２ＣｏＢ２，Ｍｏ２ＮｉＢ２，Ｗ２ＦｅＢ２，Ｗ２Ｃｏ
Ｂ２，Ｗ２ＮｉＢ２，ＭｏＣｏＢ，ＷＦｅＢ，ＷＣｏＢ
などの３元系複硼化物が適している。
相となって焼結を促進し、焼結体をち密化することであ
る。そして、これらの３元系複硼化物はそれ自体が耐食
性に優れているため、焼結体の耐食性を低下させること
もない。タングステンは難焼結材料であるが、液相の出
現によってち密化を促進させる、いわゆる液相焼結を行
えば比較的低温でち密な焼結体が得られることは良く知
られている。液相として用いる材種は耐食性に優れるこ
とが必要であり、また、２０００℃以下のできるだけ低
い温度で液相になり焼結を促進させることが必要であ
る。例えば、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏのような鉄族金属を液相
として用いると、焼結後も鉄族金属が結合相として残
り、この結合相が溶融金属に侵食されるため、溶融金属
に対する耐食性は著しく低下する。また、一般的に耐食
性に優れる金属間化合物やセラミックスは融点が高く、
２０００℃以下で液相になるものは少ないし、仮に液相
となってもタングステンとの濡れ性が悪く、タングステ
ンを十分ち密化できるものはさらに少なくなる。このよ
うな条件を満たす材料としては、Ｍｏ２ＦｅＢ２，Ｍｏ
２ＣｏＢ２，Ｍｏ２ＮｉＢ２，Ｗ２ＦｅＢ２，Ｗ２Ｃｏ
Ｂ２，Ｗ２ＮｉＢ２，ＭｏＣｏＢ，ＷＦｅＢ，ＷＣｏＢ
などの３元系複硼化物が適している。
【００１２】３元系複硼化物の第２の効果は焼結後、タ
ングステンのまわりを取り囲む形で残り、３００℃以上
の高温で容易に変形してしまうというタングステンの欠
点をなくすことである。さらに第３の効果は、タングス
テンの高温抗折力や高温硬度の低下を防ぐことである。
ングステンのまわりを取り囲む形で残り、３００℃以上
の高温で容易に変形してしまうというタングステンの欠
点をなくすことである。さらに第３の効果は、タングス
テンの高温抗折力や高温硬度の低下を防ぐことである。
【００１３】以上の効果により合金Ａは優れた耐食性、
高温での耐変形性および高い高温抗折力、高温硬度を持
つが、さらに優れた靭性、熱衝撃抵抗、被加工性も有し
ている。この理由は正確には解明されていないが、次の
ように考えられる。液相を出現させるために添加する材
料とタングステンが反応し、その大部分が金属間化合物
を形成したり結晶粒を粗大化させると、タングステンの
有する高い靭性や熱衝撃抵抗が損なわれてしまう。しか
し、本発明の３元系複硼化物を用いると、３元系複硼化
物とタングステンの急激な反応がなく、焼結後も合金の
結晶粒の粗大化が少なく、しかも金属タングステンの結
晶構造がほとんど失われないため、タングステンの有す
る高い靭性、熱衝撃抵抗および良好な被加工性が損なわ
れないものと推定される。
高温での耐変形性および高い高温抗折力、高温硬度を持
つが、さらに優れた靭性、熱衝撃抵抗、被加工性も有し
ている。この理由は正確には解明されていないが、次の
ように考えられる。液相を出現させるために添加する材
料とタングステンが反応し、その大部分が金属間化合物
を形成したり結晶粒を粗大化させると、タングステンの
有する高い靭性や熱衝撃抵抗が損なわれてしまう。しか
し、本発明の３元系複硼化物を用いると、３元系複硼化
物とタングステンの急激な反応がなく、焼結後も合金の
結晶粒の粗大化が少なく、しかも金属タングステンの結
晶構造がほとんど失われないため、タングステンの有す
る高い靭性、熱衝撃抵抗および良好な被加工性が損なわ
れないものと推定される。
【００１４】３元系複硼化物の添加量は１〜３０％が良
く、好ましくは３〜２０％が良い。１％未満では前述第
１，第２，第３の効果が十分あらわれない。また、３０
％を越えるとタングステンと３元系複硼化物が反応して
形成される硼化物の量が多くなり、この硼化物の影響で
靭性、熱衝撃抵抗および被加工性が著しく低下する。ま
た、添加量が１％以上３％未満でも焼結体はほぼち密化
するが、液相量が少なくなるため１００％ち密化させる
ことが難しく、ミクロな気孔が僅かに残り強度がやや低
くなる。また、２０％を越えると相対的にタングステン
量が少なくなるため靭性がやや低下する。従って高強
度、高靭性を得るためには３〜２０％の添加量がより好
ましい。
く、好ましくは３〜２０％が良い。１％未満では前述第
１，第２，第３の効果が十分あらわれない。また、３０
％を越えるとタングステンと３元系複硼化物が反応して
形成される硼化物の量が多くなり、この硼化物の影響で
靭性、熱衝撃抵抗および被加工性が著しく低下する。ま
た、添加量が１％以上３％未満でも焼結体はほぼち密化
するが、液相量が少なくなるため１００％ち密化させる
ことが難しく、ミクロな気孔が僅かに残り強度がやや低
くなる。また、２０％を越えると相対的にタングステン
量が少なくなるため靭性がやや低下する。従って高強
度、高靭性を得るためには３〜２０％の添加量がより好
ましい。
【００１５】合金Ａは旋盤による加工が可能であるなど
非常に被加工性が良く、また、溶融金属、酸類、アルカ
リ類にきわめて優れた耐食性を示す。従って、高耐食性
を必要とする金属溶解用るつぼ、溶融金属測温用熱電対
の保護管、ダイカストマシン用ラドル、酸やアルカリ溶
液の蒸発皿などに好適な材料である。
非常に被加工性が良く、また、溶融金属、酸類、アルカ
リ類にきわめて優れた耐食性を示す。従って、高耐食性
を必要とする金属溶解用るつぼ、溶融金属測温用熱電対
の保護管、ダイカストマシン用ラドル、酸やアルカリ溶
液の蒸発皿などに好適な材料である。
【００１６】次に合金Ａの常温および高温硬度、耐摩耗
性について調べた結果、純タングステンや鉄族金属を添
加した焼結タングステン合金に比べると非常に優れてお
り、前述の用途には好適な材料であるが、耐食性に加え
て非常に高い耐摩耗性を必要とする溶融金属ダイカスト
マシン用スリーブやプランジャーチップなどに適用する
にはやや低いと思われた。そこでＭｏ２ＦｅＢ２，Ｍｏ
２ＣｏＢ２，Ｍｏ２ＮｉＢ２，Ｗ２ＦｅＢ２，Ｗ２Ｃｏ
Ｂ２，Ｗ２ＮｉＢ２，ＭｏＣｏＢ，ＷＦｅＢ，ＷＣｏＢ
の中から選ばれた１種以上の３元系複硼化物を１〜２０
％と、ＭｘＢｙ（ただし、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｎ
ｂ，Ｃｒ，Ｖを表し、ｘ＝１〜２、ｙ＝１〜４である）
で表せる２元系硼化物粉末の中から選ばれた少なくとも
１種以上を１〜２０％と、残部がタングステン粉末なら
びに不可避的不純物からなる混合粉末を成形して焼結し
た焼結体とすることによって、耐食性を損なうことなく
常温および高温硬度を高くし、耐摩耗性を向上させるこ
とができる。なお、これらの３元系複硼化物および２元
系硼化物は必ずしも化学量論比と一致する必要はなく、
また不可避的な不純物を含んでも良い。３元系複硼化物
および２元系硼化物は単独で用いても良いし、２種以上
を組み合わせて用いても良く、さらに２種以上が相互に
固溶したものを用いても良い。この合金を合金Ｂと呼
ぶ。即ち、合金Ｂは合金Ａに、非常に高い硬度、耐摩耗
性を有する２元系硼化物を添加することにより、合金の
常温および高温硬度を高くし、耐摩耗性をさらに向上さ
せた材料である。
性について調べた結果、純タングステンや鉄族金属を添
加した焼結タングステン合金に比べると非常に優れてお
り、前述の用途には好適な材料であるが、耐食性に加え
て非常に高い耐摩耗性を必要とする溶融金属ダイカスト
マシン用スリーブやプランジャーチップなどに適用する
にはやや低いと思われた。そこでＭｏ２ＦｅＢ２，Ｍｏ
２ＣｏＢ２，Ｍｏ２ＮｉＢ２，Ｗ２ＦｅＢ２，Ｗ２Ｃｏ
Ｂ２，Ｗ２ＮｉＢ２，ＭｏＣｏＢ，ＷＦｅＢ，ＷＣｏＢ
の中から選ばれた１種以上の３元系複硼化物を１〜２０
％と、ＭｘＢｙ（ただし、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｎ
ｂ，Ｃｒ，Ｖを表し、ｘ＝１〜２、ｙ＝１〜４である）
で表せる２元系硼化物粉末の中から選ばれた少なくとも
１種以上を１〜２０％と、残部がタングステン粉末なら
びに不可避的不純物からなる混合粉末を成形して焼結し
た焼結体とすることによって、耐食性を損なうことなく
常温および高温硬度を高くし、耐摩耗性を向上させるこ
とができる。なお、これらの３元系複硼化物および２元
系硼化物は必ずしも化学量論比と一致する必要はなく、
また不可避的な不純物を含んでも良い。３元系複硼化物
および２元系硼化物は単独で用いても良いし、２種以上
を組み合わせて用いても良く、さらに２種以上が相互に
固溶したものを用いても良い。この合金を合金Ｂと呼
ぶ。即ち、合金Ｂは合金Ａに、非常に高い硬度、耐摩耗
性を有する２元系硼化物を添加することにより、合金の
常温および高温硬度を高くし、耐摩耗性をさらに向上さ
せた材料である。
【００１７】合金Ｂの３元系複硼化物の効果は合金Ａと
同様である。これらの３元系複硼化物は２元系硼化物と
複合添加しても同様の効果があらわれる。
同様である。これらの３元系複硼化物は２元系硼化物と
複合添加しても同様の効果があらわれる。
【００１８】合金Ｂの３元系複硼化物の添加量は１〜２
０％が良く、好ましくは３〜１５％が良い。１％未満で
は３元系複硼化物の添加効果が充分あらわれない。ま
た、添加量が２０％を越えるとタングステンと３元系複
硼化物が反応して形成される硼化物の量が多くなり、こ
の硼化物の影響で、靭性および熱衝撃抵抗が著しく低下
する。また、添加量が１％以上３％未満でも焼結体はち
密化するが、液相量が少なくなるため１００％ち密化さ
せることが難しく、ミクロな気孔が僅かに残り強度がや
や低くなる。また、１５％を越えると相対的にタングス
テン量が少なくなるため靭性がやや低下する。従って高
強度、高靭性を得るためには、３〜１５％の添加量がよ
り好ましい。
０％が良く、好ましくは３〜１５％が良い。１％未満で
は３元系複硼化物の添加効果が充分あらわれない。ま
た、添加量が２０％を越えるとタングステンと３元系複
硼化物が反応して形成される硼化物の量が多くなり、こ
の硼化物の影響で、靭性および熱衝撃抵抗が著しく低下
する。また、添加量が１％以上３％未満でも焼結体はち
密化するが、液相量が少なくなるため１００％ち密化さ
せることが難しく、ミクロな気孔が僅かに残り強度がや
や低くなる。また、１５％を越えると相対的にタングス
テン量が少なくなるため靭性がやや低下する。従って高
強度、高靭性を得るためには、３〜１５％の添加量がよ
り好ましい。
【００１９】次に２元系硼化物の第１の効果は焼結体中
均一に分散することによって合金の常温および高温硬度
を高め、さらに耐摩耗性を向上させることである。２元
系硼化物、例えばＴｉＢ２、ＺｒＢ２およびＣｒＢ２の
硬度はそれぞれＨｖ３４００、Ｈｖ２２００およびＨｖ
１７００と非常に高く、耐摩耗性にも優れるため、少量
の添加でも合金の常温および高温硬度を高め、耐摩耗性
を向上させることができる。第２の効果は、合金の強度
を向上させることである。これは、タングステンは高温
での粒成長が大きいことが知られているが、合金Ａでは
３元系複硼化物が粒成長を抑制し、合金Ｂでは、さらに
２元系硼化物の粒成長抑制効果が大きいために結晶粒が
より細かくなり、この結晶粒微細化効果によって合金Ｂ
の強度が向上するものと考えられる。
均一に分散することによって合金の常温および高温硬度
を高め、さらに耐摩耗性を向上させることである。２元
系硼化物、例えばＴｉＢ２、ＺｒＢ２およびＣｒＢ２の
硬度はそれぞれＨｖ３４００、Ｈｖ２２００およびＨｖ
１７００と非常に高く、耐摩耗性にも優れるため、少量
の添加でも合金の常温および高温硬度を高め、耐摩耗性
を向上させることができる。第２の効果は、合金の強度
を向上させることである。これは、タングステンは高温
での粒成長が大きいことが知られているが、合金Ａでは
３元系複硼化物が粒成長を抑制し、合金Ｂでは、さらに
２元系硼化物の粒成長抑制効果が大きいために結晶粒が
より細かくなり、この結晶粒微細化効果によって合金Ｂ
の強度が向上するものと考えられる。
【００２０】２元系硼化物の添加量は１〜２０％が良
く、好ましくは５〜１５％が良い。１％未満では２元系
硼化物を添加した前述の効果があらわれない。２０％を
越えるとタングステンと２元系硼化物が反応して形成さ
れる硼化物の量が多くなるために、靭性および熱衝撃抵
抗が著しく低下するし、また、硬度が高くなりすぎて被
加工性も低下する。添加量が１％以上５％未満では添加
した効果はあるものの十分ではないために、合金Ａと比
べて強度、硬度、耐摩耗性が僅かしか改善されない。ま
た、１５％を超え２０％までの添加は、相対的にタング
ステン量が少なくなるため靭性がやや低下する。従っ
て、添加量は５〜１５％とすることがより好ましい。
く、好ましくは５〜１５％が良い。１％未満では２元系
硼化物を添加した前述の効果があらわれない。２０％を
越えるとタングステンと２元系硼化物が反応して形成さ
れる硼化物の量が多くなるために、靭性および熱衝撃抵
抗が著しく低下するし、また、硬度が高くなりすぎて被
加工性も低下する。添加量が１％以上５％未満では添加
した効果はあるものの十分ではないために、合金Ａと比
べて強度、硬度、耐摩耗性が僅かしか改善されない。ま
た、１５％を超え２０％までの添加は、相対的にタング
ステン量が少なくなるため靭性がやや低下する。従っ
て、添加量は５〜１５％とすることがより好ましい。
【００２１】合金Ｂは耐食性に優れ、しかも、常温およ
び高温硬度が高く、耐摩耗性にも優れる材料である。ま
た、合金Ｂの被加工性は合金Ａよりも劣るが、やはり切
削加工が可能であり、セラミックスに比べれば、はるか
に加工の容易な材料である。したがって、溶融金属ダイ
カストマシン用スリーブ、プランジャーチップ、金型、
押し出しダイスなどに好適である。
び高温硬度が高く、耐摩耗性にも優れる材料である。ま
た、合金Ｂの被加工性は合金Ａよりも劣るが、やはり切
削加工が可能であり、セラミックスに比べれば、はるか
に加工の容易な材料である。したがって、溶融金属ダイ
カストマシン用スリーブ、プランジャーチップ、金型、
押し出しダイスなどに好適である。
【００２２】本発明の高耐食耐摩耗性硼化物系タングス
テン基合金の製造は次のようにして行うことができる。
合金Ａでは、例えば、タングステン粉末に３元系複硼化
物Ｍｏ２ＮｉＢ２粉末を所定の組成となるように添加
し、合金Ｂでは、例えば、タングステン粉末に３元系複
硼化物Ｍｏ２ＦｅＢ２粉末と２元系硼化物ＺｒＢ２粉末
を所定の組成となるように添加して、アトライターある
いは振動ボールミルで湿式混合と粉砕を十分に行った
後、窒素ガス中で乾燥造粒する。この混合粉末を黒鉛型
に充填し、真空中またはアルゴンガス、窒素ガスおよび
水素ガスのような中性または還元性雰囲気中、１００ｋ
ｇ／ｃｍ２以上の圧力下において１４００℃〜１９００
℃の温度で加熱するホットプレスによるか、あるいは、
前記の混合粉末を油圧プレスによってあらかじめ圧粉成
形した圧粉体とし、真空中またはアルゴンガス、窒素ガ
スおよび水素ガスのような中性または還元性雰囲気中、
あるいは雰囲気加圧中、１５００℃〜２０００℃の温度
で加熱する普通焼結することによって製造することがで
きる。なお、ホットプレスや普通焼結によって得られた
焼結体は、さらに熱間静水圧プレスを行っても良い。ま
た、圧粉成形は油圧プレスを用いず、冷間静水圧プレス
を行っても良く、また混合粉末をキャンニングし直接熱
間静水圧プレスを行って焼結体を得ることもできる。
テン基合金の製造は次のようにして行うことができる。
合金Ａでは、例えば、タングステン粉末に３元系複硼化
物Ｍｏ２ＮｉＢ２粉末を所定の組成となるように添加
し、合金Ｂでは、例えば、タングステン粉末に３元系複
硼化物Ｍｏ２ＦｅＢ２粉末と２元系硼化物ＺｒＢ２粉末
を所定の組成となるように添加して、アトライターある
いは振動ボールミルで湿式混合と粉砕を十分に行った
後、窒素ガス中で乾燥造粒する。この混合粉末を黒鉛型
に充填し、真空中またはアルゴンガス、窒素ガスおよび
水素ガスのような中性または還元性雰囲気中、１００ｋ
ｇ／ｃｍ２以上の圧力下において１４００℃〜１９００
℃の温度で加熱するホットプレスによるか、あるいは、
前記の混合粉末を油圧プレスによってあらかじめ圧粉成
形した圧粉体とし、真空中またはアルゴンガス、窒素ガ
スおよび水素ガスのような中性または還元性雰囲気中、
あるいは雰囲気加圧中、１５００℃〜２０００℃の温度
で加熱する普通焼結することによって製造することがで
きる。なお、ホットプレスや普通焼結によって得られた
焼結体は、さらに熱間静水圧プレスを行っても良い。ま
た、圧粉成形は油圧プレスを用いず、冷間静水圧プレス
を行っても良く、また混合粉末をキャンニングし直接熱
間静水圧プレスを行って焼結体を得ることもできる。
【００２３】
【実施例】以下実施例により本発明をさらに詳細に説明
する。なお実施例に供した材料の組成を表１に示した。
また比較例１には溶解−鋳造によって作製したＳＫＤ６
１（８７．８Ｆｅ−１．１Ｃ−５．３Ｃｒ−０．９Ｍｏ
−１．３Ｖ−３．６（Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ））を窒化処
理した鋼材を示し、比較例２には焼結タングステン合金
（８４Ｗ−５Ｆｅ−５Ｎｉ−６Ｍｏ）を示した。なお、
組成はいずれも体積％である。
する。なお実施例に供した材料の組成を表１に示した。
また比較例１には溶解−鋳造によって作製したＳＫＤ６
１（８７．８Ｆｅ−１．１Ｃ−５．３Ｃｒ−０．９Ｍｏ
−１．３Ｖ−３．６（Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ））を窒化処
理した鋼材を示し、比較例２には焼結タングステン合金
（８４Ｗ−５Ｆｅ−５Ｎｉ−６Ｍｏ）を示した。なお、
組成はいずれも体積％である。
【００２４】実施例１ タングステン粉末およびＭｏ２ＮｉＢ２粉末を表２の実
施例１に示す割合に配合し、アトライターにより、アセ
トン中で８時間混合粉砕を行った後、窒素雰囲気中で乾
燥造粒した。次にこの混合粉末を金型に充填し、上下一
軸方向の油圧プレスにより、１．５Ｔｏｎ／ｃｍ２の圧
力でプレスを行い圧粉体とした。この圧粉体をアルゴン
雰囲気加圧（ガス圧９．８ｋｇ／ｃｍ２）中、１７００
℃の温度で３０分間加熱した。この焼結体をダイヤモン
ド砥石による研削加工、あるいはダイヤモンドペースト
による鏡面仕上げを施した後、表３に示す硬度、耐摩耗
性、耐食性を調べた。硬さは常温、３００℃および９０
０℃におけるビッカース硬度（Ｈｖ）により評価した。
測定は荷重５ｋｇで５点測定し、平均値を求めた。比較
例１のＳＫＤ６１（窒化処理）は表面硬化相が非常に薄
いためマイクロビッカース（荷重１００ｇ）によって測
定した。耐摩耗性は大越式摩耗試験により評価した。大
越式摩耗試験はプレートの形状に加工した試験片を回転
するリングに押しつけて摩擦をおこさせ、リングで削ら
れたプレート上の摩耗痕の体積を測定する方法である。
摩耗体積が小さいほど耐摩耗性が優れていることにな
る。リングの材質はＳ３５Ｃであり、試験条件は摩擦距
離２００ｍ、最終荷重１８．９ｋｇとし、摩擦速度を低
速（０．２１ｍ／秒），中速（０．９４ｍ／秒）および
高速（４．３９ｍ／秒）と変化させた。耐食性は溶融ア
ルミニウム中への浸せき試験により評価した。この試験
では溶融アルミニウム（ＡＤＣ１０，７５０℃）の中に
ブロックを８時間浸せきした後、ブロックが溶融アルミ
ニウムによって表面から侵食された深さを測定した。従
って、侵食深さが小さいほど、耐食性が優れていること
になる。
施例１に示す割合に配合し、アトライターにより、アセ
トン中で８時間混合粉砕を行った後、窒素雰囲気中で乾
燥造粒した。次にこの混合粉末を金型に充填し、上下一
軸方向の油圧プレスにより、１．５Ｔｏｎ／ｃｍ２の圧
力でプレスを行い圧粉体とした。この圧粉体をアルゴン
雰囲気加圧（ガス圧９．８ｋｇ／ｃｍ２）中、１７００
℃の温度で３０分間加熱した。この焼結体をダイヤモン
ド砥石による研削加工、あるいはダイヤモンドペースト
による鏡面仕上げを施した後、表３に示す硬度、耐摩耗
性、耐食性を調べた。硬さは常温、３００℃および９０
０℃におけるビッカース硬度（Ｈｖ）により評価した。
測定は荷重５ｋｇで５点測定し、平均値を求めた。比較
例１のＳＫＤ６１（窒化処理）は表面硬化相が非常に薄
いためマイクロビッカース（荷重１００ｇ）によって測
定した。耐摩耗性は大越式摩耗試験により評価した。大
越式摩耗試験はプレートの形状に加工した試験片を回転
するリングに押しつけて摩擦をおこさせ、リングで削ら
れたプレート上の摩耗痕の体積を測定する方法である。
摩耗体積が小さいほど耐摩耗性が優れていることにな
る。リングの材質はＳ３５Ｃであり、試験条件は摩擦距
離２００ｍ、最終荷重１８．９ｋｇとし、摩擦速度を低
速（０．２１ｍ／秒），中速（０．９４ｍ／秒）および
高速（４．３９ｍ／秒）と変化させた。耐食性は溶融ア
ルミニウム中への浸せき試験により評価した。この試験
では溶融アルミニウム（ＡＤＣ１０，７５０℃）の中に
ブロックを８時間浸せきした後、ブロックが溶融アルミ
ニウムによって表面から侵食された深さを測定した。従
って、侵食深さが小さいほど、耐食性が優れていること
になる。
【００２５】実施例１と比較例１，２の特性を表３に示
す。実施例１の硬度は比較例２の焼結タングステン合金
よりも高く、９００℃では約１．５倍であった。次に比
摩耗量は比較例１のＳＫＤ６１（窒化処理）よりも、特
に中、高速側で非常に小さく、また比較例２の焼結タン
グステン合金よりも全速度域にわたって小さい値であり
耐摩耗性に優れていた。これは常温および高温硬度が高
くなったこと、および耐凝着性が改善されたことによる
効果であろうと考えられる。溶融アルミニウムに対する
耐食性は、比較例１のＳＫＤ６１（窒化処理）の侵食深
さが６５０μｍ、比較例２の焼結タングステン合金の侵
食深さが１８００μｍであるのに対し、実施例１の合金
は全く侵食されず非常に優れていた。
す。実施例１の硬度は比較例２の焼結タングステン合金
よりも高く、９００℃では約１．５倍であった。次に比
摩耗量は比較例１のＳＫＤ６１（窒化処理）よりも、特
に中、高速側で非常に小さく、また比較例２の焼結タン
グステン合金よりも全速度域にわたって小さい値であり
耐摩耗性に優れていた。これは常温および高温硬度が高
くなったこと、および耐凝着性が改善されたことによる
効果であろうと考えられる。溶融アルミニウムに対する
耐食性は、比較例１のＳＫＤ６１（窒化処理）の侵食深
さが６５０μｍ、比較例２の焼結タングステン合金の侵
食深さが１８００μｍであるのに対し、実施例１の合金
は全く侵食されず非常に優れていた。
【００２６】実施例１の合金Ａの抗折力は常温で８５ｋ
ｇ／ｍｍ２であり、１０００℃まで抗折力の低下がなか
った。さらに抗折力測定の際、１０００℃においても破
壊に至るまで試験片の変形は認められず、高温での耐変
形性にも優れていた。また、靭性値Ｋ１Ｃは２８．７Ｍ
Ｐａ／ｍｍ０．５と非常に高く、高靭性であった。
ｇ／ｍｍ２であり、１０００℃まで抗折力の低下がなか
った。さらに抗折力測定の際、１０００℃においても破
壊に至るまで試験片の変形は認められず、高温での耐変
形性にも優れていた。また、靭性値Ｋ１Ｃは２８．７Ｍ
Ｐａ／ｍｍ０．５と非常に高く、高靭性であった。
【００２７】実施例２ タングステン粉末およびＭｏ２ＣｏＢ２粉末を表２の実
施例１に示す割合に配合し、振動ボールミルにより、ア
セトン中で５２時間、混合粉砕を行った後、窒素雰囲気
中で乾燥造粒した。次にこの混合粉末を黒鉛型に充填
し、アルゴン雰囲気（大気圧）において、２００ｋｇ／
ｃｍ２の圧力で上下の１軸方向に加圧しながら１５５０
℃の温度で２０分間加熱した。この焼結体から試験に適
した形状にブロックを切り出し、ダイヤモンド砥石によ
る研削加工、あるいはダイヤモンドペーストによる鏡面
仕上げを施した後、表３に示す特性を調べた。
施例１に示す割合に配合し、振動ボールミルにより、ア
セトン中で５２時間、混合粉砕を行った後、窒素雰囲気
中で乾燥造粒した。次にこの混合粉末を黒鉛型に充填
し、アルゴン雰囲気（大気圧）において、２００ｋｇ／
ｃｍ２の圧力で上下の１軸方向に加圧しながら１５５０
℃の温度で２０分間加熱した。この焼結体から試験に適
した形状にブロックを切り出し、ダイヤモンド砥石によ
る研削加工、あるいはダイヤモンドペーストによる鏡面
仕上げを施した後、表３に示す特性を調べた。
【００２８】実施例３ タングステン粉末およびＭｏ２ＦｅＢ２粉末を表２の実
施例３に示す割合に配合した後、実施例１と同様の方法
で混合粉砕、圧粉成形および焼結を行った。但し、焼結
雰囲気は大気圧とした。
施例３に示す割合に配合した後、実施例１と同様の方法
で混合粉砕、圧粉成形および焼結を行った。但し、焼結
雰囲気は大気圧とした。
【００２９】実施例２および３で得られた合金Ａの特性
を表３に示すが、比較例１のＳＫＤ６１（窒化処理）お
よび比較例２の焼結タングステン合金よりも、いずれも
耐摩耗性および耐食性に優れていた。また、硬度は比較
例２の焼結タングステン合金よりも高かった。
を表３に示すが、比較例１のＳＫＤ６１（窒化処理）お
よび比較例２の焼結タングステン合金よりも、いずれも
耐摩耗性および耐食性に優れていた。また、硬度は比較
例２の焼結タングステン合金よりも高かった。
【００３０】実施例４ タングステン粉末、Ｍｏ２ＮｉＢ２粉末およびＴｉＢ２
粉末を表２の実施例４に示す割合に配合した後、実施例
２と同様の方法で焼結体を作製した。実施例４の硬度は
比較例２の焼結タングステン合金よりも高く、９００℃
では約３倍であった。次に比摩耗量は比較例１のＳＫＤ
６１（窒化処理）よりも、特に中、高速側で非常に小さ
く、また比較例２の焼結タングステン合金よりも全速度
域にわたって小さい値であり、耐摩耗性に優れていた。
また溶融アルミニウムによる侵食はなく耐食性も非常に
良好であった。抗折力は常温で１４０ｋｇ／ｍｍ２であ
り、１０００℃まで抗折力の低下がなかった。さらに抗
折力測定の際、１０００℃においても破壊に至るまで試
験片の変形は認められず、高温での耐変形性にも優れて
いた。また、靭性値Ｋ１Ｃは８．５ＭＰａ／ｍｍ０．５
であった。実施例１〜３の合金Ａと比較すると、靭性は
やや低いが、常温および高温硬度、耐摩耗性および抗折
力が向上した。
粉末を表２の実施例４に示す割合に配合した後、実施例
２と同様の方法で焼結体を作製した。実施例４の硬度は
比較例２の焼結タングステン合金よりも高く、９００℃
では約３倍であった。次に比摩耗量は比較例１のＳＫＤ
６１（窒化処理）よりも、特に中、高速側で非常に小さ
く、また比較例２の焼結タングステン合金よりも全速度
域にわたって小さい値であり、耐摩耗性に優れていた。
また溶融アルミニウムによる侵食はなく耐食性も非常に
良好であった。抗折力は常温で１４０ｋｇ／ｍｍ２であ
り、１０００℃まで抗折力の低下がなかった。さらに抗
折力測定の際、１０００℃においても破壊に至るまで試
験片の変形は認められず、高温での耐変形性にも優れて
いた。また、靭性値Ｋ１Ｃは８．５ＭＰａ／ｍｍ０．５
であった。実施例１〜３の合金Ａと比較すると、靭性は
やや低いが、常温および高温硬度、耐摩耗性および抗折
力が向上した。
【００３１】実施例５ タングステン粉末、Ｍｏ２ＮｉＢ２粉末およびＺｒＢ２
粉末を表２の実施例５に示す割合に配合した後、実施例
２と同様の方法で焼結体を作製した。
粉末を表２の実施例５に示す割合に配合した後、実施例
２と同様の方法で焼結体を作製した。
【００３２】実施例６ タングステン粉末、Ｍｏ２ＣｏＢ２粉末およびＴｉＢ２
粉末を表２の実施例６に示す割合に配合した後、実施例
１と同様の方法で焼結体を作製した。
粉末を表２の実施例６に示す割合に配合した後、実施例
１と同様の方法で焼結体を作製した。
【００３３】実施例７ タングステン粉末、Ｍｏ２ＮｉＢ２粉末およびＴｉＢ２
粉末を表２の実施例７に示す割合に配合した後、実施例
１と同様の方法で焼結体を作製した。但し、焼結雰囲気
は大気圧とした。
粉末を表２の実施例７に示す割合に配合した後、実施例
１と同様の方法で焼結体を作製した。但し、焼結雰囲気
は大気圧とした。
【００３４】実施例８ タングステン粉末、Ｍｏ２ＣｏＢ２粉末およびＴｉＢ２
粉末を表２の実施例８に示す割合に配合した後、実施例
１と同様の方法で焼結体を作製した。但し、焼結雰囲気
は大気圧とした。
粉末を表２の実施例８に示す割合に配合した後、実施例
１と同様の方法で焼結体を作製した。但し、焼結雰囲気
は大気圧とした。
【００３５】実施例９ タングステン粉末、Ｍｏ２ＮｉＢ２粉末およびＺｒＢ２
粉末を表２の実施例９に示す割合に配合した後、実施例
１と同様の方法で焼結体を作製した。但し、焼結は真空
中で実施した。
粉末を表２の実施例９に示す割合に配合した後、実施例
１と同様の方法で焼結体を作製した。但し、焼結は真空
中で実施した。
【００３６】実施例１０ タングステン粉末、Ｗ２ＮｉＢ２粉末、Ｗ２ＣｏＢ２粉
末およびＴｉＢ２粉末を表２の実施例１０に示す割合に
配合した後、実施例２と同様の方法で焼結体を作製し
た。
末およびＴｉＢ２粉末を表２の実施例１０に示す割合に
配合した後、実施例２と同様の方法で焼結体を作製し
た。
【００３７】実施例１１ タングステン粉末、ＷＣｏＢ粉末、ＭｏＣｏＢ粉末およ
びＴａＢ２粉末を表２の実施例１１に示す割合に配合し
た後、実施例２と同様の方法で焼結体を作製した。
びＴａＢ２粉末を表２の実施例１１に示す割合に配合し
た後、実施例２と同様の方法で焼結体を作製した。
【００３８】実施例１２ タングステン粉末、Ｗ２ＦｅＢ２粉末、ＷＦｅＢ粉末お
よびＣｒＢ２粉末を表２の実施例１２に示す割合に配合
した後、実施例２と同様の方法で焼結体を作製した。
よびＣｒＢ２粉末を表２の実施例１２に示す割合に配合
した後、実施例２と同様の方法で焼結体を作製した。
【００３９】実施例４〜１２で得られた合金Ｂの特性を
表３に示すが、比較例１のＳＫＤ６１（窒化処理）、お
よび比較例２の焼結タングステン合金よりも、いずれも
耐摩耗性および耐食性に優れていた。また、硬度は比較
例２の焼結タングステン合金よりも非常に高い値であっ
た。実施例１〜３の合金Ａと比較すると、靭性はやや低
いが、常温および高温硬度が高くなり、また耐摩耗性お
よび抗折力が向上した。
表３に示すが、比較例１のＳＫＤ６１（窒化処理）、お
よび比較例２の焼結タングステン合金よりも、いずれも
耐摩耗性および耐食性に優れていた。また、硬度は比較
例２の焼結タングステン合金よりも非常に高い値であっ
た。実施例１〜３の合金Ａと比較すると、靭性はやや低
いが、常温および高温硬度が高くなり、また耐摩耗性お
よび抗折力が向上した。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】
【表３】
【００４３】
【発明の効果】以上説明したように本発明の高耐食耐摩
耗性硼化物系タングステン基合金は高い常温および高温
硬度と優れた耐食性、耐摩耗性を有する新しい材料であ
り、金属溶解用るつぼ、溶融金属測温用熱電対の保護
管、ダイカストマシン用ラドル、酸やアルカリ溶液の蒸
発皿、溶融金屈ダイカストマシン用スリーブ、プランジ
ャーチップ、金型、押し出しダイスなど多くの工業分野
に適用できる。
耗性硼化物系タングステン基合金は高い常温および高温
硬度と優れた耐食性、耐摩耗性を有する新しい材料であ
り、金属溶解用るつぼ、溶融金属測温用熱電対の保護
管、ダイカストマシン用ラドル、酸やアルカリ溶液の蒸
発皿、溶融金屈ダイカストマシン用スリーブ、プランジ
ャーチップ、金型、押し出しダイスなど多くの工業分野
に適用できる。
フロントページの続き (72)発明者 近藤 嘉一 山口県下松市幸町775番の１ (56)参考文献 特開 昭59−222556（ＪＰ，Ａ) 特公 昭56−8904（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (10)
- 【請求項１】 硬質相と、これを結合する結合相とから
なる硬質焼結合金であって、硬質相が主としてタングス
テンからなり、結合相が主として３元系複硼化物からな
り、かつ、前記結合相の割合が１〜３０体積％である、
高耐食耐摩耗性硼化物系タングステン基焼結合金。 - 【請求項２】前記３元系複硼化物が、Ｍｏ２ＦｅＢ２，
Ｍｏ２ＣｏＢ２，Ｍｏ２ＮｉＢ２，Ｗ２ＦｅＢ２，Ｗ２
ＣｏＢ２，Ｗ２ＮｉＢ２，ＭｏＣｏＢ，ＷＦｅＢ，ＷＣ
ｏＢの中から選ばれた１種以上を混合したものである請
求項１記載の焼結合金。 - 【請求項３】硬質相と、これを結合する結合相とからな
る硬質焼結合金であって、硬質相が主としてタングステ
ンからなり、結合相が、主として、１〜２０体積％の３
元系複硼化物及び１〜２０体積％の２元系複硼化物から
なる、高耐食耐摩耗性硼化物系タングステン基焼結合
金。 - 【請求項４】前記３元系複硼化物が、Ｍｏ２ＦｅＢ２，
Ｍｏ２ＣｏＢ２，Ｍｏ２ＮｉＢ２，Ｗ２ＦｅＢ２，Ｗ２
ＣｏＢ２，Ｗ２ＮｉＢ２，ＭｏＣｏＢ，ＷＦｅＢ，ＷＣ
ｏＢの中から選ばれた１種以上を混合したものであり、 前記２元系複硼化物が、ＭｘＢｙ（ただしＭはＴｉ，Ｚ
ｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖのいずれであり、ｘ＝１〜
２，ｙ＝１〜４）で表せる硼化物の中から選ばれた１種
以上を混合したものである、請求項３記載の焼結合金。 - 【請求項５】前記ＭｘＢｙが、ＴｉＢ２，ＺｒＢ２，Ｔ
ａＢ２，ＣｒＢ２の中から選ばれた１種以上を混合した
ものである、請求項４記載の焼結合金。 - 【請求項６】 硬質相と、これを結合する結合相とから
なる硬質焼結合金の製造方法であって、 硬質相としての役割を果たすタングステン粉末と、 結合相としての役割を果たす３元系複硼化物粉末を１〜
３０体積％と、 を混合し、成形し、焼結する高耐食耐摩耗性硼化物系タ
ングステン基焼結合金の製造方法。 - 【請求項７】 前記３元系複硼化物粉末が、Ｍｏ２Ｆｅ
Ｂ２，Ｍｏ２ＣｏＢ２，Ｍｏ２ＮｉＢ２，Ｗ２Ｆｅ
Ｂ２，Ｗ２ＣｏＢ２，Ｗ２ＮｉＢ２，ＭｏＣｏＢ，ＷＦ
ｅＢ，ＷＣｏＢの中から選ばれた１種以上の粉末を混合
したものである請求項６記載の製造方法。 - 【請求項８】 硬質相とこれを結合する結合相とからな
る硬質焼結合金の製造方法であって、 硬質相としての役割を果たすタングステン粉末と、 結合相としての役割を果たす３元系複硼化物粉末を１〜
２０体積％と、 結合相としての役割を果たす２元系複硼化物粉末を１〜
２０体積％と、 を混合し、成形し、焼結する高耐食耐摩耗性硼化物系タ
ングステン基焼結合金の製造方法。 - 【請求項９】 前記３元系複硼化物粉末が、Ｍｏ２Ｆｅ
Ｂ２，Ｍｏ２ＣｏＢ２，Ｍｏ２ＮｉＢ２，Ｗ２Ｆｅ
Ｂ２，Ｗ２ＣｏＢ２，Ｗ２ＮｉＢ２，ＭｏＣｏＢ，ＷＦ
ｅＢ，ＷＣｏＢの中から選ばれた１種以上の粉末を混合
したものであり、前記２元系複硼化物粉末が、ＭｘＢｙ
（ただしＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖのいず
れであり、ｘ＝１〜２，ｙ＝１〜４）で表せる硼化物粉
末の中から選ばれた１種以上の粉末を混合したものであ
る、請求項８記載の製造方法。 - 【請求項１０】 前記ＭｘＢｙが、ＴｉＢ２，Ｚｒ
Ｂ２，ＴａＢ２，ＣｒＢ２の中から選ばれた１種以上の
粉末を混合したものである、請求項９記載の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3065730A JP2967789B2 (ja) | 1991-01-11 | 1991-01-11 | 高耐食耐摩耗性硼化物系タングステン基焼結合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3065730A JP2967789B2 (ja) | 1991-01-11 | 1991-01-11 | 高耐食耐摩耗性硼化物系タングステン基焼結合金及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05140689A JPH05140689A (ja) | 1993-06-08 |
| JP2967789B2 true JP2967789B2 (ja) | 1999-10-25 |
Family
ID=13295431
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3065730A Expired - Fee Related JP2967789B2 (ja) | 1991-01-11 | 1991-01-11 | 高耐食耐摩耗性硼化物系タングステン基焼結合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2967789B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4603841B2 (ja) * | 2004-09-29 | 2010-12-22 | 株式会社アライドマテリアル | 耐酸化性を有するタングステン合金とその製造方法 |
| EA201591818A1 (ru) * | 2013-03-15 | 2016-07-29 | Месокоут, Инк. | Трехкомпонентный керамический порошок для нанесения термическим напылением и способ нанесения покрытия термическим напылением |
| CN117887992B (zh) * | 2024-03-14 | 2024-05-28 | 崇义章源钨业股份有限公司 | 一种硬质合金及其制备方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS568904A (en) * | 1980-06-05 | 1981-01-29 | Toshiba Corp | Antenna unit |
| JPS59222556A (ja) * | 1983-05-30 | 1984-12-14 | Daido Steel Co Ltd | 加工性のすぐれた耐摩耗性鉄基焼結合金およびその製造方法 |
-
1991
- 1991-01-11 JP JP3065730A patent/JP2967789B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05140689A (ja) | 1993-06-08 |
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