JPH0770689A - 重金属合金及びその製造方法 - Google Patents
重金属合金及びその製造方法Info
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- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon
Abstract
ンから成る重金属合金及びその製造方法に関する。 【構成】 バインダー相の固溶体中にタングステンも含
むオーステナイトバインダー相中にバインダー元素とし
てほぼ1.6から3.5の間の重量比Ni/Coでニッ
ケルとコバルト、及び球状のタングステン粒子の形態で
実質的に存在させる約85から98重量%のタングステ
ンから成る重金属合金であり、この適切な粉末から焼結
した合金は、熱処理を施される。この合金は高い延性を
保持する共に非常に高い強度値が達成される。
Description
ステン粒子の形態で存在する約85から98重量%のタ
ングステン、並びにバインダー元素として重量比Ni/
Coが約1.6から3.5までのニッケルとコバルトと
が存在し、オーステナイトバインダー相は固溶体中にタ
ングステンをさらに含有してなる重金属合金に関する。
本発明は、さらにこの合金の製造方法に関する。
熱処理及び変態をさせ得られるW、Ni及びFeからな
る重金属合金については、米国特許第3,979,23
4号において公知である。オーステナイトバインダー相
内に高密度で及び球状のタングステン粒子を有する合金
は、バインダ−元素のNi及びFeを液体状態で焼結す
ることにより得られる。液体相焼結中に、20から60
μmの範囲内で比較的粗い結晶粒へとタングステン粒子
の急激な成長が生じ、この現象は「オストワルドの成
長」として知られている。この結果は、特に90から9
7重量%のタングステンを有する場合、強度と延性はタ
ングステン焼結結晶粒のサイズによって制限される。
するタングステン重金属の銃弾を必要とする。特に、長
さと直径の比率が大きなミサイル及び銃弾の場合、発射
に対する強度を確保する一方で、高破裂強度を実現する
ため、銃弾等の材料は高い曲げ及び横荷重特性を満足せ
ねばならない。これを達成することが米国特許第4,0
12,230号で公知であり、比較的低焼結温度である
ため、約8μmのタングステン結晶粒径を有する微細構
造を得ることができる手段であり、バインダー元素のN
iとCoを塗布したタングステン粉末粒子の使用によっ
てW−Ni−Co重金属合金を製造する。これは硬度に
著しい増加をもたらす。しかしながら、この方法は、塗
布されたタングステン粉末を使用するため非常に高価で
ある。
93W−5.6Ni−1.4Co重金属合金は、コバル
トが固体と液体相の間の界面エネルギーを減少させ、こ
れが「オストワルド成長」を抑止するため、比較的高い
曲げモーメントに耐えることができると推測している。
H2 及びAr雰囲気中の加温度が重金属合金の引張り強
さ(UTS)と破断伸びに及ぼす影響に関する実験が、
「90W−7Ni−3Fe重金属合金の機械的性質に及
ぼすか熱処理の影響」、Z.Metallkunde、
第78巻(1987)、頁250〜258に公知であ
る。上記の雰囲気の900℃で等温熱処理した場合に、
実験した合金ではバインダー相内に、不連続なタングス
テン析出物が観察され、この析出は引張り強さと破断伸
びに著しい効果をもたらさないが、破壊様式にはひどい
変化をもたらす。
び配向する手段により破壊強度値を増加するため、Co
を含むW−Ni−Fe重金属合金を、1000と130
0℃の間で複数回の熱処理及び加工からなるサイクルを
施すことがヨーロッパ特許第0、313、484号で公
知である。
て高い剛性を設定できる前記のような重金属合金を提供
することにある。この目的は、バインダー相が球状のタ
ングステン結晶粒に比較して非常に小さなタングステン
析出物を含有し、広範囲に均一に分布することで達成さ
れる。
タングステンから成る重金属合金を創作することであ
り、この合金は、球状のタングステン粒子の形態で実質
的に存在させ、並びにバインダー元素として重量比Ni
/Coで約1.6から3.5の間のニッケル及びコバル
ト、すなわち、固溶体中にタングステンをも含むオース
テナイトバインダー相を実質的に存在させ、これにより
非常に高い強度を与えることができる。
布する微細タングステン析出物は、バインダー相の1%
以上の体積パーセントで、好ましくは約10と20%の
間で、特に約15%で構成するのが好ましい。タングス
テン析出物は、約10から1000nmの範囲内の平均
粒子径、好ましくは500nm未満を有する。
テン重金属合金おいては、変態されていない状態で、2
0〜40%の破断伸び及び100〜300ジュールの範
囲内の衝撃エネルギーであって、950〜1000MP
aの引張り強度が達成される。本発明にしたがうバイン
ダー相内に微細タングステン粒子を含むタングステン重
金属合金においては、同様に変態されていない状態で、
約40%の同様の破断伸び及び約400ジュールの衝撃
エネルギーであって、約1100MPaの引張り強度が
達成される。付加される加工熱処理後は、例えば、10
%の破断伸びと約100ジュールの衝撃エネルギーであ
って、1700MPaの強度レベルを達成することがで
きる。
をバインダー相内に広範囲に均一に分布するため、適切
な粉末(例えば、約1から15μmのフィシャー(Fishe
r)直径を有する粒子からなる粉末)を焼結した合金を熱
処理する。この熱処理は、約800から1050℃の範
囲内、特に約950℃で等温焼鈍からなり、バインダー
合金の少なくとも部分的が金属間βプライム相へと変態
を生じる少なくとも1つのサイクルを含む。さらに、こ
の熱処理は1100から1200℃の範囲で、特に約1
150℃で後工程焼鈍を含み、金属間βプライム相を少
なくとも部分的に再溶解する、その後ほぼ周囲温度(2
0℃)までの急冷却が実施され、βプライム相の再形成
と成長抑止する。
イトバインダー相より多くのタングステンを含む金属間
βプライム相へとバインダーの相変態から生じる。その
結果、バインダー中に大きいタングステン濃度差が作り
だされる。このベータプライム相は、化学量論的組成
(Ni、Co)3 Wを有する脆い3元系金属間相であ
る。この結晶組織は、現実には斜方晶であり格子寸法は
a=5.0924Å、B=4.1753Å、及びc=
4.4472Åを有する。さらに、このβタプライム相
は非準安定性を示す規則構造である。
プライム相への変態は、変態初期にW/ガンマー相境界
で変態初期に始まる。焼鈍時間の増加は、βプライム相
構成部分をより広範囲に生じさせる。最初の等温変態の
後に、バインダー組織は約50から100%が、好まし
くは80%がβプライム相に変換するが、この段階でこ
のバインダー相にタングステン析出はまだ生じない。こ
れらはその後の溶体焼鈍中の高温度でこのβプライム相
が再溶解するまで生じない。
テン析出の割合はまだ少ない。これを増加させるため、
ガンマー相のβプライム相への変態が繰り返す(相当す
る組織例は図1に示される)その後溶体焼鈍が繰り返さ
れる。
載と従属請求項にしたがう。本発明に添付した図面によ
り以下に詳細に説明する。図2は、焼結93W−6Ni
−1F重金属合金(この組織を図3に示す)、及び95
0℃で4.5時間の変態焼鈍を伴う少なくとも1回の熱
処理、及び1150℃で5時間の溶体加熱、続いて溶体
温度から周囲温度に急冷却を施した焼結91W−6Ni
−3Co重金属合金(重量%の合金成分)の引張り強さ
(MPa)と破断伸び(%)に関する図である。さら
に、この図は、付加した加工熱処理(1回或いは数回の
加工及び焼鈍からなるサイクル)を施すことによって双
方の値に現れる変化についての曲線を示す。バインダー
相に微細タングステン析出物を有するW−Ni−Co重
金属合金は、強度と延性特性に優れていることは明らか
である。
体焼鈍からなる熱処理を施されたW−Ni−Co合金の
組織を示す(但し加工熱処理をせず)。白く大きく且つ
球状に見えるタングステン結晶粒(アルファ−相)と共
に、バインダー母相に全体に広範囲に均一に分布するタ
ングステン析出物は、球状のタングステン結晶粒に比較
して非常に小さくて、黒く顕れたバインダー母相にラメ
ラ(板状)を示さない。
ステン量は決して少なくはなく、むしろ、固溶体の状態
で約42重量%のタングステンを含有し、比較的大量の
タングステンを固溶体の形態で含んでいる。コバルトと
タングステンの双方は積層欠陥エネルギーを減少するた
め、このバインダー相生成物は変態後の硬度(hardenin
g) を著しく増加し、この変態は転位に関係した粒子硬
化として一般に知られ、硬度をさらに増加する機構であ
り、バインダー合金に使用することができ、そのため
に、高い延性と共に著しく強度を増加することができ
る。
ンダ−相内に最も微細な結晶粒を得るための熱処理に対
する温度−時間曲線の実施例を模式的に示したものであ
る。図6に示されるように、変態と溶体化サイクルの回
数を増加させた場合、最大限の量のタングステン析出物
がバインダー相内に生じさせることができる。特に真空
中で実行される等温変態は約0.5から20時間の期
間、例えば4.5時間適切に実行し、一方溶体焼鈍工程
は約0.2から10時間、例えば5時間実行することが
できる。
離れることなく当業者によりなされることは容易且つ確
実であることは理解できる。したがって、添付される特
許請求の範囲は、ここに明らかにした記載を制限するも
のでなく、むしろこの請求項は、本発明が属する当業者
によって同等として扱われる全ての特徴を含み、本発明
が属する特許性新規性の特徴を全て包含する。
を示す図である。
と本発明の焼結91W−6Ni−3Co重金属合金を対
比した引張り強さ(UTS)と破断伸びを示す図であ
る。
織を示す図である。
W−Ni−Co重金属合金の組織を示す図である。
ー相内に微細結晶粒のタングステン析出物を得るための
時間−温度の模式図である。
するための変態と溶体サイクルの増加回数を示す別の時
間−温度の模式図である。
Claims (16)
- 【請求項1】 実質的に球状のタングステン粒子の形態
で存在する約85から98重量%のタングステン、及び
固溶体状態のタングステンをも含むオーステナイトバイ
ンダー相にバインダー元素として重量比Ni/Coで約
1.6から3.5の間のニッケル及びコバルトとを含ん
でなる重金属合金において、前記バインダー相が球状の
タングステン粒子より小さい且つ均一に分布するタング
ステン析出物も含有することを特徴とする重金属合金。 - 【請求項2】 タングステン析出物が1%以上の体積百
分率で存在する請求項1記載の重金属合金。 - 【請求項3】 タングステン析出物が約10から100
0nmの範囲内の平均粒子径を有する請求項1記載の重
金属合金。 - 【請求項4】 タングステン析出物が約10から500
nmの範囲内の平均粒子径を有する請求項1記載の重金
属合金。 - 【請求項5】 タングステン析出物が約10から20%
の間の体積百分率で存在する請求項2記載の重金属合
金。 - 【請求項6】 タングステン析出物が15%の体積百分
率で存在する請求項2記載の重金属合金。 - 【請求項7】 請求項8の方法により製造される重金属
合金。 - 【請求項8】 約85から98重量%のタングステン、
及びNi/Co重量比で約1.6から3.5の間のニッ
ケル及びコバルトを含有する合金を用意する工程、 金属間βプライム相に変態するため約800℃から10
50℃の範囲内の温度で前記合金を等温焼鈍する工程、 前記金属間βプライム相を少なくとも部分的に再溶解す
るため約1100℃から1200℃の範囲内の温度で金
属間βプライム相を含有する前記合金をさらに溶体化焼
鈍する工程、及び約20℃まで前記合金を急冷却する工
程を含んでなる重金属合金を製造する方法。 - 【請求項9】 前記金属間βプライム相が化学量論的組
成(Ni、Co)3Wを有する請求項8記載の方法。 - 【請求項10】 前記等温変態、前記さらに溶体化焼
鈍、及び前記急冷却を繰り返す工程を含む請求項8記載
の方法。 - 【請求項11】 前記等温変態が約950℃である請求
項8記載の方法。 - 【請求項12】 前記さらに溶体化焼鈍が約1150℃
である請求項8記載の方法。 - 【請求項13】 前記等温変態が約0.5から20時間
の期間である請求項8記載の方法。 - 【請求項14】 前記さらに行う溶体化焼鈍が約0.2
から10時間の期間である請求項8記載の方法。 - 【請求項15】 前記等温変態が真空中で行われる請求
項8記載の方法。 - 【請求項16】 実質的に球状のタングステン粒子の形
態で存在する約85から98重量%のタングステン、及
びバインダー元素として重量比Ni/Coで約1.6か
ら3.5の間のニッケル及びコバルトとをベースとし、
オーステナイトバインダー相が固溶体の形でタングステ
ンをも含み、対応組織の粉末から焼結された合金を熱処
理する重金属合金の製法において、バインダー相を約8
00℃から1050℃の範囲で等温焼鈍処理をして少な
くとも一部を金属間βプライム相に変態させ、次いで金
属間βプライム相を少なくとも一部が再溶解するまで約
1100℃から1200℃の範囲で焼鈍する少なくとも
1つのサイクルを含み、次いで室温近くまで急冷するこ
とを特徴とする重金属合金を製造する方法。
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