JPH0251961B2 - - Google Patents

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請求の範囲 １ 金属複合体ダイキヤビテイーにおいて、該金
属複合体は、 (a) 該金属複合体の体積の15％以下の、 (i) 金属炭化物、ホウ化物、酸化物、ケイ化物
または窒化物、または (ii) タングステン、モリブデン、タンタル、ニ
オブ、バナジウムおよびチタンより成る群か
ら選んだ金属、または (iii) その組合わせ である１〜100μｍの平均粒径を有する耐火物の
粒子、 (b) 該金属複合体の体積の35〜70％の、光学顕微
鏡で観察すると融点より低い温度で均質な結晶
性外観を有ししかもロツクウエル硬さが該耐火
物より低い、該耐火物を十分に包囲する鉄また
は鉄合金である第１の金属または合金より成
り、該耐火物粒子が均一に分散されている一体
状骨格、および (c) 該金属複合体の体積の15〜50％の、該骨格の
中の連続気孔を占める連続金属相であり、該骨
格を濡らし、該第１の金属または合金のロツク
ウエル硬さより低いかまたはそれに等しいロツ
クウエル硬さを有し、しかも、該第１の金属ま
たは合金の融点より低い融点を有する固形の銅
または銅合金である第２の金属または合金より
成る連続金属相より成り、 それにより該金属複合体が互いにかみ合つた二
つのマトリツクスを含み、かつ、実質的に空〓が
ないこと、および15Jより大きいシヤルピー切欠
きなし衝撃強さを有することを特徴とする金属複
合体ダイキヤビテイー。 ２ 耐火物は該金属複合体の体積の８〜13％であ
り、第１の金属または合金は金属複合体の体積の
57〜62％であり、第２の金属または合金は金属複
合体の体積の25〜30％であることを特徴とする特
許請求の範囲第１項に記載の金属複合体ダイキヤ
ビテイー。 ３ 第１の金属または合金は鉄または鉄合金を含
み、第２の金属または合金は銅またはマンガンを
含み、マンガンは該第２の金属または合金の重量
の４〜35％であることを特徴とする特許請求の範
囲第１項または第２項に記載の金属複合体ダイキ
ヤビテイー。 ４ 金属複合体は50より大きいロツクウエル硬さ
を有することを特徴とする特許請求の範囲第１
項、第２項または第３項に記載の金属複合体ダイ
キヤビテイー。 ５ 耐火物粒子は１〜15μｍの平均粒径を有する
ことを特徴とする特許請求の範囲第１項、第２
項、第３項または第４項に記載の金属複合体ダイ
キヤビテイー。 ６ 金属複合体ダイキヤビテイーを形成する方法
において、 (a) 金属炭化物、ホウ化物、酸化物、ケイ化物ま
たは窒化物、またはタングステン、モリブデ
ン、タンタル、ニオブ、バナジウムおよびチタ
ンより成る群から選んだ金属、または、その組
合わせである、耐火物の平均粒径１〜100μｍ
の粒子と光学顕微鏡で観察すると融点より低い
温度で均質な結晶性外観を有し、しかも、ロツ
クウエル硬さが該耐火物より低い鉄または鉄合
金である第１の金属または合金の平均粒径１〜
100μｍの粒子を混合して均一な混合物を形成
する工程； (b) 該均一な混合物を50体積％までの熱不安定性
有機結合剤と混合し、15体積％の該耐火物と35
〜75体積％の該第１の金属または合金を含む混
合物を結果として生じる工程； (c) 得られた混合物を加熱された可撓性型の中で
成形し、該型および内容物を室温まで冷却し、
該型の外部に真空を作用させて該内容物を型か
ら取り出すことによつて、該型の寸法および形
状を有する実質的に空〓のない生の予備成形体
を形成する工程； (d) 該生の予備成形体を加熱して該結合剤を熱的
に除去するとともに堅くて取り扱い可能な骨格
予備成形体を形成し； (e) 該骨格予備成形体を、該第１の金属または合
金のロツクウエル硬さより低いかまたはそれに
等しいロツクウエル硬さを有し該骨格をぬらす
銅または銅合金である第２の金属または合金と
接触させて置く工程； (f) 該骨格予備成形体および該第２の金属または
合金を該第２の金属の融点より高く該第１の金
属または合金の融点より低い温度に加熱するこ
とによつて、該第２の金属を溶融させ毛管作用
により該予備成形体の連続気孔に侵入させ、し
かも、該耐火物粒子が該第１の金属または合金
の中に完全には溶解しないという条件で該第１
の金属が該耐火物粒子を十分に包囲するように
して、該骨格予備成形体に該第２の金属または
合金を含浸させる工程； (g) 得られた含浸された成形品を室温まで冷却し
て実質的に空〓のないおよび15Jより大きいシ
ヤルピー切欠きなし衝撃強さを有する金属複合
体キヤビテイーを形成する工程より成ることを
特徴とする金属複合体ダイキヤビテイーを形成
する方法。 技術分野 本発明は粉末冶金、耐衝撃性および耐摩耗性構
成要素を含む金属複合材料、そのような材料から
作られる金属複合体ダイキヤビテイーおよび該ダ
イキヤビテイーを形成する方法に関する。 背景技術 粉末冶金技術は高い硬度と高い衝撃強さの両方
を有する耐火金属複合材料を処方するのに使用さ
れている。米国特許第4024902号明細書には炭化
タングステンとコバルトを含む焼結炭化物合金
（cemented carbide）粒子から作られる複合金属
材料が記載されており、焼結炭化物合金粒子は型
に入れられ溶融鋼合金で含浸される。炭化タング
ステンとコバルトは鋼合金中に溶解し、次いで成
形体が冷却される時に合金から析出する。得られ
た複合体はタングステン（炭化タングステンか
ら）、炭素（炭化タングステンから）、コバルトお
よび鋼を含む相次ぐ殻に囲まれた炭化タングステ
ンの粒子を含み、殻の各々は炭化タングステン粒
子よりも低い硬度を有する。複合体の残りの部分
は鋼合金で占められる。このような複合体におい
て最も硬い材料は炭化タングステンであり最も軟
かい材料は鋼合金である。米国特許第4140170号
明細書には米国特許第4024902号明細書の成形方
法の改良が記載されている。後者の特許の方法に
よれば、焼結される炭化タングステンは粉砕さ
れ、鉄粉と混合される。次いで粉末混合物を型に
詰め、加熱して複合材料を形成する。これらの特
許の方法では液相反応を使用するが、複合体中の
材料が互いに化学的に反応する時に寸法変化が生
じるので、成形形状の精密な複製（replication）
には適さない。 米国特許第3258817号明細書には、扁球状
（spheroidal）の耐火硬質金属粒子を型に入れ、
粒子に816〜1649℃の融点を有する溶融結合剤金
属を含浸させ、そして含浸された成形体を冷却す
ることによつて作られる複合材料が記載されてい
る。耐火性粒子は含浸の間に部分的に結合剤金属
中に溶解し、次いで成形体の冷却の際に結合剤か
ら析出する。好ましくは作業条件を調節して耐火
性粒子の「相互成長（intergrowth）」および連
続した硬質金属相の生成を起こさせると言われ
る。このような複合材料は、耐火性粒子の相互結
合すなわち相互成長が材料を貫いて割れが伝搬す
るための有効な径路を与えるために、衝撃抵抗が
低い。また、この特許の方法は液相反応を使用す
るので成形形状の精密な複製には不適当である。 米国特許第3823002号および第3929476号の各明
細書には、可撓性型内で多様相の（multimodal）
耐火物粉末と納可塑性結合剤との混合物を成形し
て所定の形状および寸法の生の（green）成形体
を形成し、生の成形体を加熱して結合剤を除去す
るとともに耐火物粉末を互いに結合され骨格構造
の形態に合体させ、得られた骨格構造に低融点金
属または合金から成る溶融含浸剤を含浸させるこ
とによつて作られる放電加工用電極等の成形体が
記載されている。 英国公開特許出願第2005728A号明細書には、
可撓性型内で非耐火性球状金属粉末と熱可塑性材
料を含む熱不安定性（heat−fugitive）結合剤と
の可塑性混合物を成形して所定の形状および寸法
の生の成形体を形成し生の成形体を加熱して結合
剤を除去するとともに非耐火性球状粉末を非耐火
性金属のネツキングした（necked）粒子の多孔
質一体状骨格の形態に合体させ、骨格に球状非耐
火性粒子の最も融点の低い粒子の融点より少なく
とも25℃低い融点を有する溶融金属を含浸させ、
金属含浸骨格を冷却して互いにかみ合つた２つの
金属マトリツクスの均質でしかも空隙のない非耐
火性金属体を形成することによつて作られる非耐
火性金属成形体が記載されている。成形された骨
格はFe，Co，Niまたはそれらの合金の粒子で作
ることができ含浸剤金属はCu，AgまたはSnであ
つてよい。 発明の開示 本発明は、１つの態様においては、互いにかみ
合つた第１および第２のマトリツクスを含む実質
的に空隙のない金属複合体であつて、該第１のマ
トリツクスは耐火物の粒子を含み、該第２のマト
リツクスは連続金属相を含む金属複合体ダイキヤ
ビテイーにおいて、 (a) 該耐火物粒子は１〜100μｍの平均粒径を有
し、しかも該耐火物は (i) 金属炭化物、ホウ化物、酸化物、ケイ化物
または窒化物、あるいは (ii) タングステン、モリブデン、タンタル、ニ
オブ、バナジウムおよびチタンから成る群か
ら選んだ金属、あるいは (iii) その組合せ であり、 (b) 該第１のマトリツクスは、さらに、光学顕微
鏡で観察すると融点より低い温度で均質な結晶
性外観を有ししかもロツクウエル硬さが該耐火
物より低い固形の鉄または鉄合金である第１の
金属または合金を含む一体状骨格を含み、該第
１の金属または合金は該耐火物粒子を十分に包
囲し、後者は該骨格中に均一に分散しており、 (c) 該第２のマトリツクスの該連続金属相は該骨
格の中の連続気孔を占め、該連続金属相は、さ
らに銅または銅合金である固体の第２の金属ま
たは合金該骨格を濡らし、該第１の金属または
合金のロツクウエル硬さより低いかまたはそれ
に等しいロツクウエル硬さを有ししかも該第１
の金属または合金の融点より低い融点を有する
ことを特徴とする金属複合体ダイキヤビテイー
を提供する。 【図面の簡単な説明】 添付図面において、第１図は本発明の複合体の
一部分の略図であり、 第２図は本発明の精密成形体の製造を示す工程
系統図であり、 第３図は本発明の複合体の光学顕微鏡写真のペ
ンがきスケツチであり、 第４図は本発明の成形されたダイキヤビテイー
の透視図である。 詳細な説明 本発明を実施するにあたり、所望の形状および
寸法の複製用原型を使用して可撓性ゴム型を作
る。次に、前記耐火性金属炭化物、ホウ化物、酸
化物、ケイ化物、窒化物または前記耐火性金属ま
たはそれらの前記混合物の粒子（すなわち前記構
成要素(a)であり、以下集合的に「耐火物」または
「耐火物粒子」と呼ぶ）を前記第１の金属または
合金（すなわち前記骨格(b)の金属または合金であ
り、以下集合的に「第１の金属」と呼ぶ）と混合
する。得られた粉末混合物を熱不安定性結合剤と
混合し、粉末−結合剤混合物を前記型に入れて所
望の最終形状と同じ形状に成形する。粉末−結合
剤混合物を可撓性型の中で硬化させ、得られた硬
化した生の成形体を型から取り出し加熱して結合
剤の実質的に全てを熱崩解させて除去する。得ら
れた多孔質成形体すなわち“予備成形体”に、第
１の金属の融点より低い温度で前記第２の金属ま
たは合金（以下「含浸剤」と呼ぶ）を含浸させ
る。含浸工程の間に、耐火物および第１の金属の
隣接する粒子は体積拡散（volume diffusion）に
より焼結され、それによつて第１の金属の粒子は
元の粒子形状を失い、合同または合体して耐火物
粒子を十分に包むかまたは囲む一体状骨格構造を
形成する。第１の金属の粒子はこれによつて元の
形状の広範な変化を受ける。骨格の要素は含浸剤
により包囲される。最終物体の冷却後、含浸され
た骨格の形状は複製用原型の形状に一致する。こ
の骨格において、連続気孔（すなわち、密封され
ていない、または骨格の外部と連続する気孔から
隔離されていない空隙。完全に骨格の体部の中に
あつて近づけない空隙である“密閉気孔”と対照
的である）は含浸剤で占められる。含浸された成
形体は分散した（すなわち互に結合されていな
い）耐火物粒子を含み、各粒子はより低い硬さと
より大きな衝撃強さを有する傾斜ミクロ組織によ
つて包囲されている。成形体は全体として高い摩
耗抵抗、高い硬さおよび高い衝撃強さを示し、し
かも、予備成形体を作る型を作製するのに使用し
た原型の忠実な複製物である。 「傾斜ミクロ組織」という用語は、複数の隣接
する結晶領域を含み、各領域は耐火物粒子を囲む
か、取り囲むかまたは包む１つの殻または複数の
隣接する殻の形態であり、殻は半径方向外向きに
どの耐火物粒子から測定してもロツクウエル硬度
および衝撃強さ等の物理的性質に関して段階的な
変化を示すような不均質な結晶構造を意味する。
このような傾斜ミクロ組織は、複合体のどの構成
要素（すなわち、耐火物、第１の金属または含浸
剤）も単独では全く示さない内部（bulk）物理
的性質を有する複合体を与える。 前記の体積拡散現象は固相反応であり、第１の
金属の融点より低い温度で起こる。この反応が起
こる様子は「拡散輸送手段による粒子の包囲」と
記述することができるが、粉末冶金の技術では未
だ知られていないと考えられる。第１の金属の粒
子の形状が広範に変化するにもかかわらず、また
第１の金属の粒子の一体状骨格への合体にもかか
わらず、本発明の完成複合体は、鉄含有粉末金属
複合体に典型的に見られる寸法変化に比べて、形
状または寸法の変化が驚くほど少ない。 本発明の成形体の傾斜ミクロ組織は、第１図を
参照することによつてさらによく理解することが
できる。第１図を参照すると、耐火物粒子１１が
略図で示されている。この耐火物粒子は第１の金
属１５によつて十分に包囲されている。そして第
１の金属１５は含浸剤１９（第２の金属）によつ
て包囲されている。耐火物粒子は含浸剤１９と接
していない。 場合によつては層１３等の耐化物と第１の金属
との中間組成物の１つまたはそれ以上の層または
殻が耐火物粒子１１と第１の金属１５の間に配置
される。耐火物と第１の金属とのこの中間層は、
もしも耐火物が第１の金属に可溶であれば、いく
つかの処理条件の下で耐火物粒子と第１の金属と
の間に生じる傾向がある場合もある。耐火物と第
１の金属との中間層の存在は、本発明において必
要ではない。耐火物と第１の金属との中間層が存
在すると、本発明の最終成形複合体のミクロ組織
内の第１の金属と耐火物の間の衝撃抵抗および硬
さの変化によりゆるやかになつて最終複合体の衝
撃抵抗および硬さが改善される傾向がある。 場合によつては、層１７等の１つまたはそれ以
上の層または殻が第１の金属と含浸剤の間に配置
される。この中間層は、含浸剤（またはその中に
存在する合金金属）の主要金属が第１の金属に対
して反応性であれば、いくつかの処理条件の下で
生じる傾向がある場合もある。層１７等の中間合
金相の存在は、本発明において必要ではない。こ
のような中間層が存在すると、本発明の最終成形
複合体のミクロ組織内の含浸剤と第１の金属の間
の衝撃抵抗および硬さの変化によりゆるやかにな
つて最終複合体の衝撃抵抗および硬さが改善され
る傾向がある。 本発明の複合体の冶金学的に準備した代表的な
断面を光学顕微鏡を用いて前記の２つのマトリツ
クスを識別できる倍率、例えば150倍で観察する
と、耐火物粒子は第１の金属により形成された骨
格の全体にわたつて実質的に均一に分布してお
り、第１の金属および含浸剤は複合体の全体にわ
たつて実質的に均一に分布している。もちろん、
これよりはるかに高い倍率では、耐火物粒子、第
１の金属および含浸剤が視野内でもはや均一には
分布していないように見えることもある。骨格の
どの部分（特に外周部分、すなわち成形体の表面
に隣接する部分）にも、圧力を用いて最終成形体
を成形した場合に見られるような耐火物粒子の特
殊な軸または濃密化はない。本発明の成形体は空
隙またはピツト等の内部および表面欠陥がほとん
ど無く、しかも成形体から成形体へと変化するこ
とのない均一な物理的、化学的、電気的および機
械的性質を示す。 骨格の焼結および含浸の間に最小の収縮が起こ
るが、その最小の収縮の量は選ばれた処理パラメ
ータに依存する。処理収縮の補償により、精度公
差すなわち最終含浸体の寸法の青写真仕様からの
パーセント偏差を約±0.2％未満、例えば±0.1％
にすることができる。 本発明の成形体から成形体へと変化することの
ない均一な性質および精度公差は、この成形体
が、こみ入つたまたは複雑な形状を有する成形体
および微細な細部を有する表面（例えばダイの形
状に符合する金属またはプラスチツク部品を作る
ために使用するスタンピングおよび射出成形用ダ
イキヤビテイー）等の高い硬さ、摩耗抵抗、衝撃
抵抗および厳密な寸法公差が要求される用途に特
によく適することを意味する。本発明による成形
体は約50より大きいロツクウエル硬さおよび約
15J（11ft.lb）より大きいシヤルピー切欠きなし衝
撃強さを示すことができる。ダイキヤビテイーを
得るためには、成形体が少なくとも上記数値の強
度を有することが重要である。 本発明による成形体を作製するのに使用する複
製用原型は、木材、プラスチツク、金属またはそ
の他の加工可能なまたは成形可能な材料から通常
の方法で作ることができる。もしも本発明の方法
により作製された成形体が重大な寸法変化（例え
ば収縮）を示す時は、複製用原型の寸法を調整し
て（例えば大きくして）処理中に生じる寸法変化
を補償することができる。このような調整は、１
またはそれ以上の体積を有する成形体等の本発
明の大きな成形体を製造する際に望ましい場合が
ある。 本発明の方法において可撓性型を作製するため
に使用できる成形材料は、弾性または可撓性ゴム
状の形態に硬化し、約25〜60のシヨアＡジユロメ
ーター値を有し、しかも複製用原型からの重大な
寸法変化、例えば１％より大きい線形変化なしに
複製用原型の微細な細部を再生するような材料で
ある。成形材料は成形温度、例えば180℃に加熱
した時に劣化してはならず、また、望ましくは、
低い硬化温度、例えば室温の硬化温度を持たなけ
ればならない。低温硬化性成形材料は原型から型
への厳密な寸法管理を示す型を形成するが、高温
硬化性成形材料は一般に、好ましくないほど原型
の寸法と異なる寸法を有する型を生じる。寸法管
理を維持するためには、型材料は湿度に対して低
い敏感性を有することが好ましい。適切な成形材
料の例はDow Corning社の小誌Bulletin“RTV”
08−347（1969年１月）に記載されているような硬
化可能なシリコンゴム、および低発熱量ウレタン
樹脂である。このような成形材料は低い硬化後収
縮を有する弾性またはゴム状の形態に硬化する。
成形材料は場合によつては、直径が44μｍより小
さいガラスビーズを約30体積％加えることにより
強化することができ、それによつて成形処理中の
寸法管理が改善されることがある。 複製用原型の型を形成するために使用する成形
材料の量は、使用する個別の成形材料および複製
用原型の形状によつて変化することができる。複
製用原型の１cm³当たり約10〜14cm³の成形材料で形
成される型は、望ましい可撓性を保持し、しか
も、結合剤の合体化の前に型内の温かい粉末−結
合剤混合物によつて生じる小さい静水頭を支える
のに十分な強さを有することがわかつた。 本発明の成形体を成形するための後述の成形条
件は、安価で軟かい弾性またはゴム状の型の使用
を可能にする。なぜなら、加わる唯一の圧力が型
内の温かい粉末−結合剤混合物の静水頭であり、
その圧力は非常に小さく、それがひき起こすひず
みは無視できるからである。したがつて、この穏
やかな成形条件は、高変形性の型を使用するにも
かかわらず精密に成形された生の成形体を保証す
るのに役立つ。さらに、この成形技術によつて均
一な密度の生の成形体が得られる。 最終成形含浸体中の耐火物粒子の量は好ましく
は約15体積％より少ない量である。耐火物粒子の
平均粒径が約50μｍである場合、耐火物粒子の量
は好ましくは約５〜15体積％である。耐火物粒子
の平均粒径が約15μまたはそれ以下である場合、
耐火物粒子の量は好ましくは約２〜15体積％であ
る。より高い摩耗抵抗が含浸体に望まれる時には
より多量の耐火物を用いることができるが、その
ような含浸体の衝撃強さは低い場合がある。なぜ
なら、耐火物粒子の過度の充填は、耐火物粒子の
隣接充填の原因となり、そして内部全体にわたる
割れの伝搬がより生じやすい成形体をもたらすか
らである。衝撃抵抗と硬さと収縮制御最適の関係
のためには、最終成形体の15体積％より少ない
量、好ましくは約８〜13体積％が耐火物である。
最終成形体を作るために使用する耐火物粒子は規
則的なまたは不規則な形状の粒子であつてよい
が、その元の平均粒径は約１〜100μｍ、好まし
くは約１〜50μｍ、最も好ましくは約１〜25μｍ
（コールターカウンタによる測定値）である。１
〜100μｍの範囲は、制御された収縮を有し、平
滑な注形物を結果として生じ、所望の精度公差を
達成する成形体を得るために選ばれる。100μｍ
を越えると、平滑な表面および所望の精度公差は
得られない。小さい元の平均粒径を有する耐火物
粒子を使用すると、平滑な表面仕上を有する最終
成形体が形成される。しかしながら、約1μｍよ
り小さい平均粒径を有する相当の量の耐火物粒子
を使用すると、所望の傾斜ミクロ組織を形成する
ことは明らかに不可能である。 本発明に有用な適切な耐火物粒子は、Ｗ，
Mo，Ta，Nb，ＶおよびTi等の元素状耐火金
属、Ｂ，Ｗ，Mo，Si，Ti，Ｖ，Nb，Taおよび
Cr等の金属の炭化物、Ti，ZrおよびＶ等の耐火
金属のホウ化物、Al，Zr，HfおよびSi等の金属
の酸化物、ＷおよびMo等の耐火金属のケイ化
物、およびAl等の金属の窒化物を含む。選ばれ
る耐火物は、複合体の処理の間に第１の金属中に
完全には溶解しないように第１の金属中への溶解
度が十分に低くなければならない。また、耐火物
は望ましくは十分に安定で、含浸を行なう処理条
件および温度に分解することなく耐えなければな
らない。この処理要件を満たすためには、与えら
れた耐火物と第１の金属との組合せについて平衡
溶解度および溶解速度のデータを調べるか、ある
いは、１つまたはそれ以上の試験複合体を実験的
に含浸、切断および検査して含浸の間に生じた耐
火物粒子の変化に注目すればよい。炭化タングス
テンは、第１の金属が鉄またはフエロアロイであ
る複合体に好ましい耐火物である。 第１の金属はその融点より低い温度で固形でし
かも均質でなければならない。「固形の」という
用語は、最終成形物中の第１の金属が室温で固体
であることを意味する。「均質な」という用語は、
第１の金属が液化する温度より低いある温度で、
第１の金属が、光学顕微鏡で見た時に均質な結晶
の外観を呈する結晶質固溶体を形成しなければな
らないことを意味する。第１の金属は室温で均質
である必要はなく、また、融点より低い全ての温
度で均質である必要もない。ただ、融点より低い
ある温度で相分離もなく均質であることが必要な
だけである。第１の金属は、さらに、ASTM Ｅ
−103−61（1979年再承認）を用いて同様の試験条
件で測定して、耐火物のロツクウエル硬さより低
いロツクウエル硬さを持たなければならない。ま
た、第１の金属は、耐火物粒子および液化含浸剤
と混合した状態において、融点より低いある温度
で体積拡散を行なうことができなければならな
い。「体積拡散」という用語は、連続金属相の加
熱の間に生じる固相焼結反応を意味する。体積拡
散（時には「格子拡散（lattice diflusion）」と呼
ばれる）は隣接する金属粒子の内部から隣接する
金属粒子の間の未占有空間への原子または分子の
自発的な移動によつて特徴づけられる。体積拡散
は、隣接する金属の間の「ネツキング」の発生
（すなわち、凹面の縁輪郭を有する拡大された接
触面の形成）とそれに伴う隣接金属粒子の残りの
（ネツキングしない）外面の形状の変化によつて
認めることができる。体積拡散は「表面拡散」と
呼ばれる別の固相焼結反応と対比されることがあ
る。表面拡散は隣接する金属粒子の表面から隣接
する金属粒子の間の未占有空間への原子または分
子の自発的な移動によつて特徴づけられる。表面
拡散は、隣接する金属粒子の残りの（ネツキング
しない）外面の形状の変化を伴わないネツキング
の発生によつて認めることができる。上に述べた
ネツキングおよび粒子形状変化の現象は、一般
に、焼結され冷却された粉末金属複合体を切断
し、研摩し、そして研摩した面を光学的拡大の下
で検査することによつて検出される。 本発明の成形体における体積拡散を促進するた
めに必要な処理条件は、場合によつては成形体の
形状または体積が変化するにつれて変わる傾向が
ある。体積拡散は時間と温度の両方に依存し、し
かも、含浸を行なう時間および／または温度を増
大するとより起こりやすくなる。もしも含浸体で
表面拡散のみが起こると、耐火物粒子が第１の金
属によつて十分に包囲されず、最終含浸体におい
て耐火物粒子が含浸剤と接触するため、含浸体は
最適値より低い衝撃抵抗を有することになる。本
発明を実施する際には、最終含浸体においてこの
ような接触を実質的に回避して最適な物理的性質
を得るようにする。上に述べた体積拡散は、本発
明においては比較的に低い温度で起こるので、最
終含浸体の寸法安定性が維持される。 最終成形含浸体中の第１の金属の量は約35〜70
体積％であり、好ましくは約57〜62体積％であ
る。35〜70体積％の範囲内で、商業上利用できる
粉末を得ることができる。最終成形体を作るため
に使用する第１の金属の粒子は、規則的なまたは
不規則な形状の粒子であつてよいが、その元の平
均粒径は約１〜100μｍ、好ましくは約１〜44μｍ
である。耐火物粒子の平均粒径についてと同様
に、１〜100μｍの範囲内で、制御された収縮を
有し、平滑な注形物を結果として生じ、精度公差
を達成する成形体を得ることができる。適切な第
１の金属は粉末状鉄、粉末状鉄合金およびその他
の金属で上記の均質性、ロツクウエル硬さおよび
体積拡散の基準を満たすもの、例えば“1018”
（AISI 1018鋼参照）低炭素鋼、モリブデン、ニ
ツケル、マンガンおよびコバルト等を含む。銅
は、より低い融点の金属または合金（例えばいく
つかの銅合金）を含浸剤として使用するならば、
第１の金属として使用することができる。“A₆”
工具鋼（AISI A₆鋼参照）として知られ典型的な
組成が94.7％Fe、2.25％Mn、1.35％Mo、1.0％
Cr、0.7％Ｃおよび0.3％Siである鉄合金の粉末が
最も好ましい。 本発明で使用するのに適した有機結合剤は低
温、例えば180℃より低い温度、好ましくは120℃
より低い温度で溶融または軟化することにより、
温められた時に金属粉末−有機結合剤混合物に良
好な流動性を与え、しかも粉末−結合剤混合物が
室温において固形であることを許容し、その生の
成形体が平常はつぶれや変形を伴わずに容易に取
扱うことができるようにする有機結合剤である。
本発明に使用する結合剤は、熱不安定性の結合
剤、すなわち生の予備成形体を加熱した時に焼失
するかまたは揮発するものである。熱不安定結合
剤は、上記のように、生の予備成形体において粒
子を相互に保持する働きをし、加熱により消失し
て含浸剤の第２金属が浸入する連続気孔を残し、
その結果、多孔性骨格予備成形体が形成される。
このような骨格予備成形体を得るために最大50体
積％までの結合剤を必要とする。好ましい熱不安
定性結合剤は、得られる骨格予備成形体に内部圧
力（それが生じると内部破壊が促進される）をひ
き起こすことなく、しかも骨格予備成形体中に実
質的な結合剤残留物を残すことなく崩壊する。好
ましくは、耐火物粒子と粉末状第１の金属の成形
混合物の加熱中に、選ばれた結合剤は低温で徐々
に崩壊または分解して微小量の炭素質残留物を残
す。 有機熱可塑性物質または有機熱可塑性物質と有
機熱硬化性物質との混合物が結合剤として使用さ
れる。熱可塑性材料は熱的に崩壊する時に、一般
に、熱硬化性材料よりも低い炭素質残留物を残
す。しかしながら、熱硬化性物質を含有する結合
剤を使用すると、より高い生の強さを有する粉末
−結合剤成形体が得られ、場合によつては製造上
の利益が得られる。大きな複合体、例えば結合剤
崩壊生成物のいくつかが複合体の内部から逃げる
のに約２cmより長い距離を通らなければならない
ような複合体を作製する時には、熱可塑性および
熱硬化性結合剤の混合物を使用することが有利で
ある。このような場合、内部圧力を発生させて成
形体に多くの内部破壊をひき起こす可能性のある
結合剤の自然発熱を回避するためには、結合剤の
段階的焼失が好ましい。このような段階的焼失
は、生の成形体を２つまたはそれ以上の相次ぐ温
度、すなわち結合剤の熱可塑性および熱硬化性成
分の個々の分解温度に加熱することによつて行な
われる。あるいは、結合剤の熱可塑性成分を溶剤
浸出により実質的に除去した後、結合剤の熱硬化
性成分を熱的に崩壊させてもよい。 さらに別の結合剤系は、結合剤とともに希釈剤
を用いる。希釈剤は結合剤の重大な崩壊より先に
揮発して、焼失の際に熱崩壊生成物のための開い
た通路を提供し、成形体の内部破壊を減少させる
かまたは無くす。 熱可塑性結合剤の例は、パラフイン、例えば
“Gulf Wax”（家庭用精製パラフイン）、パラフ
インと低分子量ポリエチレンの組合せ、オレイン
酸またはステアリン酸またはその低級アルキルエ
ステル、例えば“Emerest”2642（ポリエチレン
グリコールジステアレート、平均分子量400）な
らびにパラフインの軟化および流動特性を有する
その他のワツクス状およびパラフイン状物質を含
む。 熱可塑性結合剤と組合せて使用することができ
る代表的な熱硬化性結合剤はエポキシ樹脂、例え
ば２，２−ビス〔ｐ−（２，３−エポキシプロピ
ル）フエニル〕プロパン等のビスフエノールＡの
ジグリシジルエーテル類を含み、これは適当な硬
化触媒とともに用いることができる。熱硬化性結
合剤を使用する時は、混合および成形工程中に熱
によつて架橋をひき起こさないように注意しなけ
ればならない。 熱可塑性と熱硬化性の結合剤混合物から熱可塑
性成分を浸出するために使用することができる代
表的な溶剤はアセトンまたはメチルエチルケトン
等のケトン類および水性溶剤である。“希釈され
た”結合剤系に使用する希釈剤は、未硬化の結合
剤に対しては良溶剤であるが硬化した結合剤に対
しては不良溶剤であるような液体を含む。希釈剤
は可撓性成形材料に吸収されてはならない。ま
た、希釈剤は結合剤の硬化の前に沸騰して蒸発す
ることのないように十分に高い沸点を持ち、しか
も、結合剤が熱崩壊し始める前に揮発するように
十分に低い沸点を持たなければならない。好まし
い希釈剤は、低分子量ポリオキシグリコール類お
よび軽質炭化水素油類等の約150〜210℃の温度で
揮発するものである。好ましい希釈剤は１，３−
ブタンジオール（沸点204℃）である。 最終成形体中の含浸剤（すなわち第２の金属）
は第１の金属の融点より低い融点を有する。また
含浸剤は室温において最終成形体中で固体であ
る。含浸剤はさらに骨格を“濡らす”必要があ
る。このような濡れは、含浸剤が第１の金属を濡
らすことによつて起こる場合があり、また、含浸
剤中の主要金属成分（または含浸剤中の合金成
分）が第１の金属と反応して合金を形成し、その
合金が第１の金属を被覆ししかも含浸剤によつて
濡れることによつて起こる場合もある。含浸剤に
よる骨格の濡れは実験的に（含浸が起こるかを試
験することによつて）または静滴試験（sessile
drop test）に従つて含浸剤が第１の金属を濡ら
すかを確かめることによつて、確かめることがで
きる。含浸剤と第１の金属の濡れる組合せの場合
は、水素雰囲気での静滴試験の濡れ角が90゜以下
である。静滴試験は、例えば、「超高真空におけ
る溶融金属によるセラミツクオキサイドの濡れ」
“Wetting of Ceramic Oxides by Molten
Metals under Ultra High Vacuum”、F.L.
Harding and D.R.Rossington，J.Am.Cer.Soc.
53，２，87−90（1970）および「液体Cuおよび液
体AgによるTacの濡れ」“The Wetting of TaC
by Liquid Cu and Liquid Ag”，S.K.Rhee，J.
Am.Cer.Soc.55，３，157−159（1972）に記載さ
れている。実験は含浸剤が骨格を濡らすことの最
も信頼できる証拠であつて、骨格の濡れは上に述
べた第１の金属と含浸剤（または含浸剤中にある
合金成分）の中間合金の形成によつて起こる場合
もある。このような濡れる合金の形成は、前もつ
て予測することが難しい場合がある。しかしなが
ら、静滴試験は一般に信頼でき、含浸剤が骨格を
濡らすかどうかを予測するのに有用な指針として
役立つ。 また、前記ASTM試験に適合する同様の試験
条件で測定して、含浸剤は第１の金属のロツクウ
エル硬さより低いかまたはそれに等しいロツクウ
エル硬さを有する。前記の硬さの条件に満たしし
かも前に言及した第１の金属の硬さの条件を満た
すためには、本発明の複合体において、耐火物が
複合体中で最高の硬さを有し、第１の金属が中間
の硬さを有し、含浸剤が最低の硬さを有すること
が必要である。硬さと衝撃抵抗は逆に関係してい
るのでASTM Ｅ−23−72（1978年再承認）によ
つて測定して、含浸剤は第１の金属の衝撃強さよ
り高い衝撃強さを有する。 好ましくは、第１の金属および含浸剤は互いに
実質的に溶解しない。ただし、これは本発明を実
施するのに必要とされるわけではない。 含浸剤は最終成形含浸体の約15〜50体積％、好
ましくは約25〜35体積％を占める。含浸剤の15〜
50体積％の量は、第１金属骨格の連続気孔を満た
すのに必要な量である。含浸剤は骨格の含浸処理
中に溶融する時に都合のよい任意の形態（例えば
粒子、シート、ホイル、ビーズ）で使用すること
ができる。適切な含浸剤は銅、銅合金、銅−マン
ガン合金、銀、銀合金、スズ、スズ合金、鉄、お
よび鉄合金等の多元系合金を含む。銅および銅合
金は、鉄または鉄合金粉末を第１の金属として使
用する場合には特に、好ましい含浸剤である。さ
らに、鉄または鉄合金粉末を第１の金属として使
用する場合には、約４〜35重量％のマンガンを含
む銅−マンガン合金は好ましい含浸剤である。含
浸剤中にマンガンが存在すると、第１の金属と含
浸剤との界面にオーステナイト鉄の中間相が形成
され、最終成形体中の傾斜ミクロ組織が向上す
る。他の合金成分を含浸剤に加えて最終成形体の
性質を向上させることもできる。例えば、鉄また
は鉄合金からなる第１の金属と銅合金からなる含
浸剤とを含む本発明の成形体において、合金成分
としてホウ素、マンガンまたは銀が存在すると溶
融含浸剤の流動性が高まる。このような複合体の
中に合金成分としてニツケルおよびスズが存在す
ると、含浸剤が冷える時のスピノーダル
（spinodal）分解の促進によつて靭性が向上する。
このような成形体中に合金成分として鉄が存在す
ると、骨格に対する含浸剤の腐食作用が減少し、
成形体の寸法安定性が改善される。このような成
形体中に合金成分としてケイ素が存在する場合に
は、ケイ素は含浸剤の他の合金成分のための脱酸
剤として働く。 本発明の成形体は、最終成形体の物理的性質を
変えるために望まれるならば他の物質（例えば溶
解ガス）を含ませることもできる。しかしなが
ら、本発明においてそのような物質は必要ではな
く、本発明の成形体は本質的に耐火物、第１の金
属および含浸剤で構成することができる。 上記の耐火物粒子および粉末状の第１の金属を
含む骨格予備成形体を上記含浸剤に隣接させて含
浸剤の融点より高い温度に加熱すると、含浸剤は
溶融し、予備成形体の内部に“侵入”する。さら
に（第１の金属が体積拡散を行なう温度に）加熱
すると、耐火物、第１の金属および溶融含浸剤を
含む固相反応によつて複合体の中で成分の実質的
な再配列が起こる。第１の金属の粒子は体積拡散
を行ない、互いに合併すると共に個個の耐火物粒
子を包む。第１の金属は、耐火物粒子を中に包ん
だ連続的な骨格の形態をとる。含浸剤は骨格の連
続気孔を満たし、第１の金属と接触しているがも
はや耐火物粒子（それは第１の金属に包まれてい
る）とは接触していない。冷却後、この再配列さ
れた複合構造は維持され、それによつて、包囲さ
れた耐火物粒子の離隔した位置が閉じ込められる
かまたは保持される。場合によつては、耐火物粒
子と第１の金属との界面に、第１の金属と耐火物
の結晶質組成物で個々の耐火物粒子を包囲する１
つまたはそれ以上の同心状の中間殻または帯域を
形成させることもできる。さらに、含浸剤が第１
の金属と反応する成分を含む場合（例えば、含浸
剤中にマンガンが存在し、第１の金属が鉄を含む
場合）には、第１の金属と含浸剤との界面に、第
１の金属と該反応性含浸剤成分の追加的な結晶質
組成物で、第１の金属と含浸剤の体部とに隣接す
る１つまたはそれ以上の中間殻または帯域を形成
させることもできる。 本発明の完成複合体の研摩した冶金学的断面を
光学顕微鏡で検査すると、耐火物粒子は元の粒子
形寸法および間隔を保つことがわかる。第１の金
属の粒子は元の粒子形状を失つて連続的な骨格構
造となる。完成複合体は、予備成形体を成形する
のに使用した原型と比べて、寸法変化が比較的に
少ない。本発明によつて炭化タングステン、A₆
工具鋼および銅から作製した本発明の成形体の寸
法変化は、どの線寸法においても一般に約１％よ
り小さく、好ましくは約0.5％より小さい。この
低い寸法変化度は、鋼を含浸させた粒状鉄から複
合体を作製する時に約７％までの収縮として起こ
る広範な寸法変化を考慮すると意外である。 本発明の成形体の収縮は、含浸の間に起こる大
量の体積拡散にもかかわらず最小にされる。体積
拡散は粉末冶金技術において焼結を行なう１つの
機構である。他の焼結機構は粘性または塑性流
れ、蒸発および凝縮、および表面拡散を含む。こ
れらの焼結機構の全ては一般に焼結体の収縮を促
進する。本発明の成形体における焼結は、圧粉体
すなわち“生の”部品において起こると一般に知
られているものとは独特に異なる機構によつて起
こるようである。傾斜ミクロ組織の形成は拡散輸
送による粒子の包囲として起こり、それは固相条
件下で、すなわち第１の金属の融点より低い温度
で含浸の間に起こる。粒径が1μより大きい耐火
物粒子の存在および第１の金属の選択は最終成形
体の寸法安定性を維持する上で決定的に重要であ
る。第１の金属による耐火物粒子の包囲が進行す
る時、傾斜ミクロ組織の形成のために少量の収縮
が生じる。しかしながら、第１の金属の帯が耐火
物粒子の間に連続的な通路を形成するので、収縮
は過度にはならない。第１の金属によつて形成さ
れた骨格構造は含浸剤の侵食および腐食作用に対
して鈍感であり、個々の耐火物粒子の間隔は不変
である。なぜなら、耐火物粒子の間の第１の金属
の細い帯または連結部の一部は含浸剤とは接触し
ておらず、それ以上拡散しないからである。 完成複合体は、予備成形体を成形するのに使用
した原型と比べて、優れた複製忠実度を有する。
本発明によつて調製した組成物は成形されたダイ
キヤビテイーを製造するのに特に有用である。こ
のような成形されたダイキヤビテイーはプラスチ
ツクの射出成形または延性金属のスタンピングで
該ダイキヤビテイーの形状に相当する複雑な形状
を有する部品を製造するのに使用することもでき
る。 本発明による複合体を形成する方法は、耐火物
粒子および粉末状の第１の金属を熱不安定性有機
結合剤と混合する工程と、粉末−結合剤混合物を
成形する工程と、型内容物を硬化させる工程と、
結合剤の大部分を除去して骨格予備成形体を形成
させる工程と、予備成形体に溶融含浸剤を含浸さ
せる工程とを含む。 第２図を参照すると、本発明の複合体を形成す
る方法が図解してあるが、複製用原型１０１を使
用して所望の形状の可撓性型を成形１０２するた
めに原型を弾性ゴム状成形材料で包囲した後、硬
化した固形のゴム状型１０４から原型を脱型１０
３する。耐火物粒子１０５と粉末状の第１の金属
１０６の添加混合物を配合１０７して粉末混合物
１０８を作り、次いでそれを熱不安定性で熱可塑
性または熱可塑性および熱硬化性の結合剤１０９
および場合によつて加える希釈剤１１０と組合せ
るために配合装置、例えばシグマブレードミキサ
ーで混合１１１（熱硬化性結合剤を使用する時は
結合剤の早期硬化（premature cure）を起こさ
ないように行なう）して、粉末−結合剤混合物１
１２を生成させる。耐火物粒子および粉末状の第
１の金属は結合剤マトリツクス中に均一に分散
し、均質な（すなわち均一な）密度を有する予備
成形体を形成するが、この予備成形体は結合剤が
熱崩解すると実質的に均一な多孔質になる。 可撓性型１０４を加熱１１４し、粉末−結合剤
混合物１１２を加熱された型１１５に直接送る。
場合によつては、粉末−結合剤混合物を直接成形
するかわりに、熱可塑性結合剤を使用して作つた
混合物を冷却１１６して固化塊状物１１７とし、
これを好ましくは真空下で粉砕１１８して取扱い
や貯蔵の容易な粒状または自由流動性の稠度
（“ピルダスト”１１９）にした後、成形工程の時
に加熱１２０して加熱塊状物１２１にしてもよ
い。加熱した型およびその内容物（粉末−結合剤
混合物１１１または加熱塊状物１２１）を真空１
２５下で振動させて混合物を脱ガスする。型の内
容物を硬化１２６させる。成形された粒子−結合
剤成形体を型から取り出す１２７ために、可撓性
型の外壁に真空を作用させる。型から取り出して
得られた“生の”予備成形体１２８は原型の寸法
の忠実な複製物である。この成形体は良好な生の
強さおよび均一な密度を有するが、それは、硬く
なつた結合剤マトリツクスが耐火物粒子と粉末状
の第１の金属とを結合するからである。 熱可塑性および熱硬化性結合剤の混合物を使用
して生の予備成形体を作つた場合には、熱可塑性
結合剤を生の予備成形体から部分的に除去するた
めにさらに予備成形体をメチルエチルケトンまた
は水等の溶剤中で約４〜12時間またはそれ以下の
時間浸出１２９してもよい。 たるみ（sagging）または寸法損失を防止する
ために生の予備成形体１２８を非反応性耐火物粒
子、例えばアルミナまたはシリカで覆つた後、炉
内で約780℃の温度に加熱１３０して結合剤を熱
崩壊させる。熱可塑性および熱硬化性結合剤の混
合物を使用する場合、または希釈した結合剤を使
用する場合には、加熱工程を一連の段階で行なう
ことによつて、まず初めに低温で沸騰蒸発または
崩壊する物質を除去し、次いで結合剤の残りを除
去する。加熱工程の間に、結合剤の大部分は蒸発
によりそしてガス状崩壊生成物として予備成形体
から除去され、微量の無定形炭素質残留物を残す
がそれが耐火物粒子と粉末状の第１の金属とを結
合するのに役立つことがある。耐火物粒子、粉末
状の第１の金属および炭素質残留物は堅くて取扱
いできる骨格予備成形体１３１を形成する。耐火
物粒子および粉末状の第１の金属の粒子は隣接し
た関係にある。光学的に拡大して見ると、それら
は互いに結合または付着しており、しかも元の粒
子形状および相対位置を実質的に保つている。上
記の熱不安定性結合剤の方法で作られた骨格予備
成形体は、最小の密閉気孔率を有する。このよう
な予備成形体の中の空隙の大部分は連続気孔を表
わす。連続気孔のみが溶融含浸剤で満たされるこ
とができる。 次に予備成形体に含浸剤を含浸させる。骨格予
備成形体の表面（これは最終含浸体の使用面と一
致する）は、好ましくは、アセトン中ジルコニア
分散液で被覆１３２して該骨格予備成形体表面で
の含浸剤の濡れ過ぎ、すなわち“ビーデイング”
をなくすようにする。含浸工程１３５を行なう際
に、好ましくは、骨格予備成形体１３１および含
浸剤（第２の金属）１３６をるつぼ、例えば黒
鉛、アルミナまたはムライト製るつぼの中のアル
ミナ床の中または上に置く。含浸剤（凝固形態）
を骨格予備成形体の基部と接触させて置き、含浸
剤の融点より高い温度に加熱するが、この温度は
第１の金属が体積拡散する温度またはそれより高
く、しかも第１の金属の融点よりは低い温度であ
る。含浸（およびそれに伴う第１の金属の体積拡
散ならびに第１の金属による耐火物粒子の包囲）
は好ましくは体積拡散の起こるのが観察される最
も低い温度で行なう。含浸剤の量は通常、骨格予
備成形体の連続気孔を充填するのに必要な量（計
算により、または経験的に決められる）より少し
過剰になるように選ぶ。含浸剤の融点に達する
と、含浸剤は溶融し、毛管作用により骨格予備成
形体の内部（連続気孔）に“侵入”する。加熱は
第１の金属が体積拡散を行なう温度（この温度は
含浸剤の融点と同じかまたはそれより高い温度と
することができる）に達するまで続ける。含浸し
た予備成形体を次に冷却１３７し、含浸成形体１
３８を抜き出し、そして過剰のジルコニア被膜を
全て除去するために、例えばガラスビーズピーニ
ング装置（Empire Abrasive Equipment Corp.
ModelNo.ｓ−20）で直径８mmのオリフイスを使用
して1.4〜2.8Kg／cm²の圧力でピーニング１３９す
る。時効硬化可能な含浸剤、例えばニツケル（15
％）とスズ（７％）を含む銅合金を使用した場
合、または金属骨格が硬化可能な場合には、含浸
体に金属加工技術上周知の方法で温度時効サイク
ルを施して、複合体の内部または表面の粒構造を
変えるとともに含浸体の硬さおよび／または摩耗
抵抗を増大させることもできる。最後に、過剰の
ばりを整理１４０し、成形された使用面からいか
なる余分の基材をも削るかまたは切り取つて、完
成含浸成形体を作る。 予備成形体を含浸ししかも第１の金属の体積拡
散が起こるようにするために必要な時間および温
度は、第１の金属の選択、加熱速度、含浸される
予備成形体の総寸法、含浸剤の濡れ特性および骨
格内の気孔状通路の直径によつて変わる。この時
間および温度は、含浸した試料の顕微鏡分析を用
いて経験的に決められる。不十分に加熱された含
浸体では体積拡散が起こらない。このような含浸
体の顕微鏡分析は、粉末状第１の金属の粒子が元
の形状を失なつておらず、耐火物を包囲しなかつ
たことを明らかにする。過度に加熱された含浸体
では、第１の金属の溶融により第１の金属の液相
反応が起こる場合もある。このような過度に加熱
された含浸体の顕微鏡分析は、耐火物粒子は第１
の金属との反応により寸法が大いに減小したこと
を示す。さらに過度に加熱された含浸体は所望の
原型形状に関するはげしい歪みまたは寸法変化を
特徴とする場合もある。 得られた含浸成形体、例えば銅含浸成形体は、
実質的に空隙がない（すなわち、予備成形体およ
び含浸剤相の成分の密度に基づく理論的密度の少
なくとも97％、通常99％またはそれ以上の密度を
有する）。本質的に、このような含浸体における
唯一の含浸されない空間は元の予備成形体の密閉
気孔である。元の予備成形体の連続気孔は、本質
的に完全に含浸剤によつて占められている。 本発明の含浸成形体の冶金学的構造は、第３図
を参照することによつてさらによく理解すること
ができる。第３図は例１に述べるようにして作製
した本発明の研磨した試料の光学顕微鏡写真（倍
率750×で撮影）のペン描き図である。炭化タン
グステン粒子３１は鉄、タングステンおよび炭素
の合金を含む薄い殻または膜３３によつて包囲さ
れている。膜３３は互いに結合した骨格鉄マトリ
ツクス３５によつてさらに包囲されている。そし
てその鉄マトリツクス３５は銅マトリツクス３７
と互いにかみ合つている。第３図に示した成形体
を他の表面にこすりつける時、炭化タングステン
粒子３１は良好な摩耗抵抗および高い硬さを提供
する。第３図に示した成形体の使用面が摩耗する
につれて、炭化タングステン粒子３１がその面よ
り上に突出する傾向がある。使用面での追加的な
摩耗は、新たな炭化タングステン粒子３１を露出
させる。第３図に示した成形体は衝撃力を受ける
と、その衝撃力の衝撃は成形体の内部に伝わる。
この衝撃は衝撃波として進むが衝撃波は成形体の
炭化タングステン粒子３１および金属材料３３，
３５および３７の中を通る。炭化タングステン粒
子３１から合金３３へ進む衝撃波は合金３３の低
い弾性定数（硬さに関係する因子）のために分散
させられる。順次に、この衝撃波が鉄３５および
銅３７の中を通る時、鉄および銅のより低い弾性
定数のためにさらに分散させられる。このような
複合材料において最も硬い物質は炭化タングステ
ンであり、最も軟かい（そして最も耐衝撃性の）
物質は銅である。材料の至る所で炭化タングステ
ン粒子から銅マトリツクスまで硬さ、衝撃抵抗お
よびエネルギー吸収能力の実質的に滑らかな段階
的な変化が存在する。ミクロ組織および複合体内
の点から点への硬さおよび衝撃抵抗の傾斜のため
に、最終成形体は高い衝撃抵抗（耐火物の衝撃抵
抗と含浸剤の衝撃抵抗の間）および高い硬さ（耐
火物の硬さと含浸剤の硬さの間）を示す。第３図
に示した複合材料は成形されたダイキヤビテイー
として特に有用である。 本発明によつて作製された成形されたダイキヤ
ビテイーは、第４図を参照することによつてさら
によく理解することができる。第４図は、基部４
３および使用面４４を有する成形されたダイキヤ
ビテイー４１の透視図である。雌型凹部４５はキ
ヤビテイー４１の基部と反対の端にあり、凹んだ
面４７および扇形飾り４９を有する。凹部４５の
形状は溝付き車の形態の雄型形状に対応する。 本発明の目的および利点を以下の例で説明する
が、例で述べる量および材料ならびにそこに列挙
する種々の追加および詳細は本発明の範囲を限定
するものではない。 第１例 シヤルピー切欠きなし衝撃試験用棒をASTM
Ｅ−23−72（1978年再承認）に規定された寸法に
加工した。この形状に相当する型を作るために、
棒を“RTV−Ｊ）硬化性シリコンゴムで包囲し
た。型を硬化させ、棒を型から除去した。90ｇの
平均粒径１〜15μｍの炭化タングステン粒子
（Wah Chang Div.of Teledyneから市販されて
いる“Type 11”）および210ｇの平均粒径44μｍ
未満の粉末状A₆工具鋼（Cabot Corpのステライ
ト部から市販されている）をＶ形ブレンダーで乾
式混合し、66℃に加熱した。これとは別に13ｇの
ポリマー結合剤（Emery Ind.から市販されてい
る“Emerest2642”）を66℃に加熱した。粉末と
ポリマー結合剤とを66℃に加熱したシグマブレー
ドミキサー内で組合せた。この混合物を約15分間
微粉砕して、約27.7体積％の結合剤を含むチキソ
トロープの温かい粉末−結合剤混合物を得た。 この温かい粉末−結合剤混合物および可撓性ゴ
ム型を66℃の炉に約15分間保持して66℃に加熱し
た。次いで温かい粉末−結合剤混合物を振動手段
によつて温かい可撓性型内に流入させた。混合物
を1torrで作動する実験用真空室内で連続的に振
動させながら脱気した。次いで型および内容物を
冷凍装置内で０℃に冷却した後、硬化した“生
の”予備成形体を真空を用いてゴム型キヤビテイ
ーから抜き出した。 生の予備成形体を粉末状アルミナの支持床の中
に置き、抵抗加熱箱形炉内で動的なアルゴン雰囲
気中で加熱した約400℃の温度は結合剤の大部分
を揮発させ熱崩壊させるのに十分であつた。加熱
は温度が780℃に達した時に中止したが、その時
点で結合剤は完全に崩壊しており、マトリツクス
中の骨格の粉末は互いに結合していた。 成形した骨格予備成形体を室温まで放冷した
後、炉から取り出した。ジルコニアのアセトン分
散系（50体積％）を予備成形体の１つの面（底
面）を除く全ての面に塗り、含浸剤金属が使用面
を濡らし過ぎないようにした。次いで予備成形体
の基部を、モリブデン線を巻いた電気抵抗炉内の
開いた黒鉛製るつぼの中に、アルミナ床の上の50
ｇ固形銅に隣接させて置いた。炉を0.1torrまで
真空に引き、窒素で再び満たし、パージし、次い
で水素で満たして大気圧にし、0.5／secの流量
に保つた。炉を1083℃に加熱し、この温度の直上
に45分間保持して銅含浸剤による骨格予備成形体
の含浸および第１の金属による体積拡散を行なつ
た。次いで炉を止め、普通に放冷した。この複合
体の冶金学的に準備した試料の顕微鏡分析は、
A₆工具鋼がWCを包囲することを示す。また、
WCとFeとの明確かつ明瞭な中間合金が耐火物と
A₆の間に見える。 収縮は、原型形状を最終成形体と比較すること
によつて測定した。成形体の摩耗抵抗は成形体を
220番粒度の炭化ケイ素被覆研摩紙を横切るよう
に滑らせることによつて試験した。手の圧力で、
成形体は研摩性表面を横切つてロツクウエル硬さ
が50の工具鋼の同様寸法のブロツクよりもはるか
に自由に滑つた。本発明の成形体表面には擦り傷
が全く観察されなかつたが、工具鋼ブロツクの表
面では擦り傷が目で見て明らかであつた。成形体
のロツクウエルＣ硬さおよびシヤルピー切欠きな
し衝撃値を、ASTM Ｅ−103−61（1979年再承
認）およびASTM Ｅ−23−72（1978年再承認）
に従つて試験した。最終成形体は次の特性を示し
た。 寸法変化 −0.4％ ロツクウエル硬さ（R_C） 49 シヤルピー切欠きなし衝撃値 （CIU） 15.1J （11.1ft.lb） 第２〜３例 第１例の方法を使用し、第１例で使用したA₆
粉末の代わりに種々の材料を使用した成形複合体
を作つた。下の第２表には使用した第１の金属な
らびに得られた複合体の収縮、ロツクウエル硬さ
およびシヤルピー切欠きなし衝撃値を示す。 【表】 第４〜６例 第１例の方法を使用し、耐火物として炭化タン
グステン、第１の金属としてA₆工具鋼、第２の
金属（含浸剤）として２つの銅−マンガン合金を
使用して成形複合体を作つた。下の第３表に得ら
れた複合体の組成、収縮、ロツクウエル硬さおよ
びシヤルピー切欠きなし衝撃値を示す。 これらの複合体の冶金学的に準備した試料の顕
微鏡分析はA₆工具鋼が炭化タングステンを包囲
することを示す。また、マンガン−鋼合金の明確
で明瞭な中間合金がA₆工具鋼と銅−マンガン合
金の間に見える。この間合金はオーステナイト鉄
であり、これは極度の靭性を有することが知られ
ている材料である。 【表】 【表】 第７〜15例 第１例の方法を使用し、第１例で使用した耐火
物および第１の金属の代わりにいくつかの材料を
使用して成形複合体を作つた。複合体を切断して
分析し、耐火物粒子が第１の金属により十分に包
囲されたか否かを確かめた。下の第４表に耐火
物、第１の金属、含浸時間および温度、および耐
火物粒子が第１の金属により十分に包囲されたか
否かを示す。第10および12例においては十分な包
囲が起こらなかつたことと、しかし含浸温度また
は含浸時間の増大は耐火物の十分な包囲をひき起
こしたことに注目されたい。 【表】 【表】 第16例 第１例の方法を使用し、13体積％の炭化タング
ステン（耐火物）、58体積％のA₆工具鋼（第１の
金属）および29体積％の銅合金（含浸剤））から
なる成形複合体を作つた。含浸剤は45体積％の
銅、25体積％の銀、10体積％のニツケル、５体積
％の鉄、12体積％のスズ、１体積％のホウ素、
0.05体積％のマグネシウムおよび0.1〜0.2体積％
のケイ素を含んだ。得られた複合体は−0.32％の
寸法変化、52のR_C、および15J（11ft.lb）のシヤ
ルピー切欠きなし衝撃強さを示した。 本発明の種々の修正および変更を本発明の範囲
と精神からはずれることなく実行できることは明
らかであり、本発明は説明の目的で本明細書中に
示したものに限定されるものではない。