JPH02232343A - 焼結合金およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は，真空管、電子管等の封着、リードスイッチ、
真空スイッチ等に用いられる、ガラス又はセラミックと
熱膨張係数が室温から３００℃の温度範囲で一致する封
着合金部品のうち特に耐摩耗性が要求されるものに最適
な焼結合金およびその製造方法に関するものである． 〔従来の技術〕 ガラスおよびセラミックの封着材料として、４２Ｎｉ−
Ｆｅ、５０Ｎｉ−Ｆｅ、５２Ｎｉ−Ｆｅ、４２Ｎｉ−６
Ｃｒ−Ｆｅ、２９Ｎｉ−１７Ｃｏ−Ｆｅ等の合金が広く
利用されている．それは、これらの合金がインバー効果
を有するため、組み合わされるガラスやセラミックなど
の材料と熱膨張率が低い温度範囲で一致するという特徴
を持つためである． 〔発明が解決しようとする課題〕 上記の封着合金は、熱膨張特性は満足するものの他の部
品との摺動を必要とする部分に使用された場合、強度が
十分でないため、耐摩耗性が不足するという間厘点があ
った。

ここで、耐摩耗性を向上させる手段としては、従来の封
着合金に炭化物生成元素を添加することも考えられるが
、封着合金の持つ熱膨張等の特性を著しく害する結果と
なる。

本発明の目的は、熱膨張特性において、封着合金の機能
を溝足し、さらに耐摩耗性を有する耐摩耗封着焼結合金
を提供することである。

〔課題を解決するための手段〕

本発明者は、炭化物を分散させることにより封着合金の
耐摩耗性を向上することを検討した。

ここで問題となるのは、前述の如く炭化物生成元素が基
地中に固溶すると熱膨張等の封着合金としての特性が害
されることである。しかしこの一方、炭化物形成元素が
基地中に固溶せずに炭化物として合金中に存在した場合
には低熱膨張特性を維持することができるのではないか
と推定された．本発明者は、以上の点につき種々検討し
たところ、炭化物生成自由エネルギーが低い、すなわち
炭化物を作りやすい炭化物生成元素であれば基地中に固
溶するよりも優先的に炭化物を形成し、基地の低熱膨張
特性を維持できることを知見した．本発明は以上の知見
に基づいてなされたもので、熱膨張係数が室温から３０
０℃までの温度範囲でガラスまたはセラミックスと近似
する基地合金相に，ＮｂＣ＋ＴａＣ，Ｔｉｃ，ＺｒＣ．
ＨｆＣの１種又は２種以上のＭＣ型炭化物が均一微細に
分散していることを特徴とする焼結合金である。

以下、本発明を詳細に説明する。

本発明合金に分散される炭化物は、ＮｂＣ，ＴａＣ，Ｔ
ｉＣ，ＺｒＣ，ＨｆＣの１種又は２種以上から選択され
る．これはＮｂ，　Ｔａ，　Ｔｉ，　Ｚｒ，　Ｈｆが他
の炭化物生成元素として知られるＶ，Ｃｒ等に比べて炭
化物生成自由エネルギーが小さく、低熱膨張特性に悪影
響を与えないからである。

上記炭化物生成元素のなかでもＮｂは、炭化物が生成し
やすいこと、炭化物自体の熱膨張係数が小さいこと、お
よび炭化物が基地に固溶しにくいことから、本発明合金
の炭化物形成元素としてもっとも望ましい。

基地中に分散される炭化物の含有量は、多すぎると材料
が脆化し加工が難しくなり、炭化物の量は体積Ｘで１０
％以下とすることが望ましい。

また、炭化物の大きさは小さいほど耐摩耗性、強度向上
に望ましく、平均粒径を５μｌ以下とすることが望まし
い。

なお、上記のような炭化物生成自由エネルギーが小さい
炭化物生成元素を用いた場合でも微量が基地中に固溶す
ることは不可避であり、本発明は基地中に全く炭化物生
成元素が固溶していないことを意味するものでない。し
かし炭化物形成元素は極力基地に固溶させずに、炭化物
として分散させることが肝要である。

基地となる合金としては、従来から公知のインバー合金
を広く適用することができる。

特に好適な合金としては、 （１）重量％でＮｉ３９〜４５％、残部実質的にＦｅか
らなる合金、 （２）重量％でＮｉ２６〜３２％、Ｃｏ１５〜１９％、
残部実質的にＦｅからなる合金、 （３）重量％でＮｉ４５〜６０％、残部実質的にＦｅか
らなる合金、 （４）重量％でＮｉ　３９−４５％、Ｃｒ４−８％、残
部実質的にＦｅからなる合金、 （５）重量％でＣｒ１６〜２０％、残部実質的にＦｅか
らなる合金、 が掲げられる。以上の合金に本発明で採用する炭化物を
分散させれば、熱膨張等の封着合金としての特性を維持
しつつ耐摩耗性が向上する．（１）の合金（４２Ｎｉ）
、（２）の合金（コパール）は、熱膨張特性が硬質ガラ
スに近似する、すなわち、室温から３００℃までの熱膨
張係数が４〜６．５　Ｘ　１０’　／℃の合金である。

（３）の合金（５０Ｎｉ，　５２Ｎｉ）、（４）の合金
、（５）の合金は熱膨張特性が軟質ガラスに近似する、
すなわち室温から３００℃までの熱膨張係数が７〜１０
×１０″６７℃あるいは９〜１３Ｘ１０４／’Ｃの合金
である。

なお、（１）−（５）の合金の組成を限定する理由は、
いずれも上記範囲外だと所望する硬質あるいは軟質ガラ
スに近似した低熱膨張特性を瀾足することができなくな
るからである。

また、合金の加工特性を向上させる目的でＭｎ、Ｓｉ，
Ｓｅ．Ｍｏを少量基地に固溶させることは基地合金相の
熱膨張特性を害さない範囲で許容される。

以上よりなる本発明合金は、所定組成の合金溶湯から得
られた予備合金粉末を加圧焼結することによって製造す
るのが最も適している。

すなわち、いわゆる溶製法、あるいは基地となる合金粉
末と炭化物粉末とを混合した後加圧焼結する方法によっ
ても本発明と同等組成の合金を製造することは可能であ
るが、両者共に基地に分散される炭化物を十分に微細化
することができないのに対し、ガスアトマイズ法等によ
れば極めて均一微細な炭化物が分散した予備合金粉末が
得られ、これを焼結した合金の炭化物形態も極めて均一
微細となるからである。

以下、具体的に本発明合金の製造方法を説明する。

まず、封着合金からなる基地中にＭＣ型炭化物（具体的
にはＮｂＣ，ＴａＣ，Ｔｉｃ，ＺｒＣ，ＨｆＣの１種又
は２種以上）が均一微細に分散された予備合金粉末が準
備される。

この予備合金粉末は、所定組成の合金溶湯を急冷凝固処
理することによって製造される。

炭化物の平均粒径を５μｍ以下とするためには、合金溶
湯を１０”Ｃ／ｓｅｃ以上の冷却速度を有する急冷凝固
処理方法を適用すると良い。

これに該当する急冷凝固処理の方法としては、不活性ガ
スアトマイズ法、水アトマイズ法、回転ロール法等、従
来から広く知られた金属粉末製造方法が掲げられる． 以上の急冷凝固処理により得られた合金粉末のうちでも
微粒のものを使用することが望まれる。

これは、微粒なほど凝固冷却速度が速くなり炭化物粒径
が微細になっているからである。

本発明者の検討によると、１００ｍｅｓｈ以下であれば
十分微細な炭化物粒径の合金を得ることができる． 次に加圧焼結の方法としては、熱間静水圧プレス（Ｈ　
Ｉ　Ｐ）、ホットプレス、熱間バック圧延、熱間バック
鍛造等が適用できる。これらのうちでは、ＨＩＰが焼結
密度等の観点から最も望ましい。

ＨＩＰの場合、ガス圧５００気圧以上、加熱温度１００
０−１３００℃の条件で実施されるが、具体的条件は合
金組成等によって設定されるべきであることは言うまで
もない。

また、ＨＩＰ終了後に更に熱間鍛造、圧延等の熱間加工
を施してもよい。

［実施例］ 以下、本発明を実施例に基づき説明する。

実施例１ 第１表に示す成分の合金粉末（試料（１）〜（１４））
をガスアトマイズ法により製造した。炭化物生成元素（
Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｚｒ）と炭素量は、合金中で
ＭＣ型炭化物として存在，もよう化学量論的に決められ
た量を基準とした。

得られた合金粉末は、１００ａ＋ｅｓｈ以下に分級し、
カプセルに充填後、１１００℃、１０００気圧で熱間静
水圧プレスし圧密化した．この焼結体を、１１００℃の
温度で熱間鍛造した後、試験片を切り出し、熱膨張係数
、強度、耐摩耗性、ミクロ組織を調べた．各特性値を第
３表に示す． 合金の組織を走査型電子顕微鋺で観察したところ、平均
粒径およそｌμｌのＭＣ型炭化物が基地に均一分散して
いることが確認された． 比較材として第２表に示している、インゴットを鍛造し
て製造した４２Ｎｉ合金（試料（１５）），コバール合
金（試料（１６））、５０Ｎｉ合金（試料（１７））、
５２Ｎｉ合金（試料（１８））、４２Ｎｉ−６Ｃｒ−Ｆ
ｅ合金（試料（１９））、１８Ｃｒ−Ｆｅ合金および本
発明の合金（試料（２））と同組成であって溶製法によ
る合金（試料（２１））を準備して同様の評価を行ない
、本発明合金との特性を比較した． 第３表に示す試料（１）〜（４）より本発明合金は、炭
化物量が増加するに従い、強度、耐摩耗特性が向上する
傾向が見られる。しかし、炭化物量が増加すると炭化物
が粗大化し、期待される特性の向上が得られないばかり
でなく、合金が脆化し加工が難しくなる。

熱膨張特性は、炭化物量の増加と共に熱膨張係数が増加
する傾向が見られる。

本発四合金（２）と同じ狙い成分の合金を、インゴット
を鍛造して製造した試料（２１）のミクロ組織を観察し
たところ、炭化物の大きさは、１０μｍ位の大きさで偏
析が見られた。この試料（２１）の強度、耐摩耗特性は
微小炭化物が均一微細に分散した本発明合金（２）に比
べはるかに劣っている。

また、それぞれ基地合金が同一である試料（５）と（ｌ
６）、（６）と（１７）、（７）と（１８）、（８）と
（１９）および（９）と（２０）の比較から、本発明合
金は熱膨張率をほとんど劣化させることなく．強度，耐
摩耗性を格段に向上させることができるのがわかる。

さらに、試料（１０）〜（１４）より炭化物の形成元素
として、Ｈｆ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｚｒを用いた場合でもＮｂ
と同等の効果を発揮することがわかる。

〔発明の効果〕

以上説明のように、本発明合金は熱膨張係数がガラスま
たはセラミックスと一致する封着合金との分野において
、他の部品と摺動する部分に使用した場合、耐摩耗性の
向上により寿命の向上が期待できる，

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、熱膨張係数が室温から３００℃までの温度範囲でガ
   ラスまたはセラミックスと近似する基地合金相に、Ｎｂ
   Ｃ、ＴａＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ、ＨｆＣの１種又は２種以
   上のＭＣ型炭化物が均一微細に分散していることを特徴
   とする焼結合金。 ２、炭化物の平均粒径が５μｍ以下、炭化物量が体積％
   で１０％以下である請求項１記載の焼結合金。 ３、基地合金相が、重量％でＮｉ３９〜４５％、残部実
   質的にＦｅからなる合金であり、室温から３００℃まで
   の熱膨張係数が４〜６×１０＾−＾６／℃である請求項
   １記載の焼結合金。 ４、基地合金相が、重量％でＮｉ２６〜３２％、Ｃｏ１
   ５〜１９％、残部実質的にＦｅからなる合金であり、室
   温から３００℃までの熱膨張係数が４．５〜６．５×１
   ０＾−＾６／℃である請求項１記載の焼結合金。 ５、基地合金相が、重量％でＮｉ４５〜６０％、残部実
   質的にＦｅからなる合金であり、室温から３００℃まで
   の熱膨張係数が９〜１２×１０＾−＾６／℃である請求
   項１記載の焼結合金。 ６、基地合金相が、重量％でＮｉ３９〜４５％、Ｃｒ４
   〜８％、残部実質的にＦｅからなる合金であり、室温か
   ら３００℃までの熱膨張係数が７〜１０×１０＾−＾６
   ／℃である請求項１記載の焼結合金。 ７、基地合金相が、重量％でＣｒ１６〜２０％、残部実
   質的にＦｅからなる合金であり、室温から３００℃まで
   の熱膨張係数が１０〜１３×１０＾−＾６／℃である請
   求項１記載の焼結合金。 ８、請求項１乃至請求項７記載の焼結合金の製造方法で
   あって、最終組成になるように調整された合金溶湯から
   合金粉末を製造し、ついで合金粉末を加圧焼結すること
   を特徴とする焼結合金の製造方法。 ９、合金粉末の製造が、１０＾３℃／ｓｅｃ以上の冷却
   速度を有する急冷凝固処理である請求項８記載の焼結合
   金の製造方法。 １０、加圧焼結が熱間静水圧プレス処理である請求項８
   記載の焼結合金の製造方法。 １１、熱間静水圧プレス処理後に熱間加工する請求項８
   記載の焼結合金の製造方法。