JPH08939B2 - タングステン―ニッケル―鉄合金の機械的特性値のばらつきを低減する方法 - Google Patents
タングステン―ニッケル―鉄合金の機械的特性値のばらつきを低減する方法Info
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- JPH08939B2 JPH08939B2 JP63153360A JP15336088A JPH08939B2 JP H08939 B2 JPH08939 B2 JP H08939B2 JP 63153360 A JP63153360 A JP 63153360A JP 15336088 A JP15336088 A JP 15336088A JP H08939 B2 JPH08939 B2 JP H08939B2
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Classifications
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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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Description
【発明の詳細な説明】 本発明は、タングステン−ニッケル−鉄合金の機械的
特性値のばらつきを低減する方法に係る。
特性値のばらつきを低減する方法に係る。
平衡錘、放射線及び振動の吸収装置、並びに高い貫通
能力をもつ弾丸の製造に使用される材料が比較的高い比
重をもつ必要があることは当業者に公知である。
能力をもつ弾丸の製造に使用される材料が比較的高い比
重をもつ必要があることは当業者に公知である。
従ってこのような用途には所謂「重」合金が使用され
る。該合金は主として、一般にはニッケル及び鉄のごと
き結合元素によって形成された金属マトリックス中に均
質分散したタングステンを含む。かかる合金は、米国特
許第3888636号に記載されている。これらの合金は主と
して粉末冶金により得られる。即ち、合金の成分を粉末
状態にし、圧縮して適当な形状に成形し、焼結し、任意
に熱処理及び機械的処理を与えて、所望の機械的特性値
例えば破壊強度、降伏強度、伸び率及び硬度等をもつ材
料を得る。
る。該合金は主として、一般にはニッケル及び鉄のごと
き結合元素によって形成された金属マトリックス中に均
質分散したタングステンを含む。かかる合金は、米国特
許第3888636号に記載されている。これらの合金は主と
して粉末冶金により得られる。即ち、合金の成分を粉末
状態にし、圧縮して適当な形状に成形し、焼結し、任意
に熱処理及び機械的処理を与えて、所望の機械的特性値
例えば破壊強度、降伏強度、伸び率及び硬度等をもつ材
料を得る。
しかしながら、合金のバッチ毎にそれらの特性値のば
らつきがあり、特性値が所望の値からかなり離れている
こともある。
らつきがあり、特性値が所望の値からかなり離れている
こともある。
発明者はこれらの現象を詳細に検討し、このばらつき
が主として２つの原因に因ることを発見した。第１の原
因は、粉末タングステンの特性、例えばその直径、形状
及び粒度分布にある。これらは製造条件次第でかなりの
変動を示す。これらの変動によって特に粉末の圧縮中に
一定でない見掛け密度をもつ材料が形成され、その後の
処理中に材料の挙動が変化する。その結果、得られた合
金の機械的特性値に差異が生じる。このため、いくつか
の製造サイクルでは粉末の特性値に従って処理条件を修
正している。この処置は有効ではあるが、付加的な検査
及び点検が必要であり、また製造装置を各サイクルに適
応させる必要がある。ばらつきの第２の原因は、粉末の
処理条件にある。即ち、当業者の知識によれば、標準焼
結温度の±20℃の変化及び処理炉内の材料の移動速度の
毎分数mmの変化は機械的特性値のかなりの変化を生起す
る。例えば、速度の低下は強度及び硬度の低下を生起す
る。
が主として２つの原因に因ることを発見した。第１の原
因は、粉末タングステンの特性、例えばその直径、形状
及び粒度分布にある。これらは製造条件次第でかなりの
変動を示す。これらの変動によって特に粉末の圧縮中に
一定でない見掛け密度をもつ材料が形成され、その後の
処理中に材料の挙動が変化する。その結果、得られた合
金の機械的特性値に差異が生じる。このため、いくつか
の製造サイクルでは粉末の特性値に従って処理条件を修
正している。この処置は有効ではあるが、付加的な検査
及び点検が必要であり、また製造装置を各サイクルに適
応させる必要がある。ばらつきの第２の原因は、粉末の
処理条件にある。即ち、当業者の知識によれば、標準焼
結温度の±20℃の変化及び処理炉内の材料の移動速度の
毎分数mmの変化は機械的特性値のかなりの変化を生起す
る。例えば、速度の低下は強度及び硬度の低下を生起す
る。
また温度に関しては、ほぼ20℃の温度低下は伸び率に
特に不利な影響を与える。指示温度即ち表示温度に関し
てはこのような温度変化が生じることはないが、焼結炉
内を極めて高速で移動するので材料は路内で完全な熱交
換を受けることはできないため、この程度の温度変化が
生じ得るのである。しかしながら工業生産規模で、これ
らの速度変化を完全に制御すること及び炉の指示温度を
同一の炉内温度分布（profile）に常に対応させること
は容易ではない。その理由は、炉のライニングの断熱能
力と炉の気体雰囲気とが経時的に変化するからである。
特に不利な影響を与える。指示温度即ち表示温度に関し
てはこのような温度変化が生じることはないが、焼結炉
内を極めて高速で移動するので材料は路内で完全な熱交
換を受けることはできないため、この程度の温度変化が
生じ得るのである。しかしながら工業生産規模で、これ
らの速度変化を完全に制御すること及び炉の指示温度を
同一の炉内温度分布（profile）に常に対応させること
は容易ではない。その理由は、炉のライニングの断熱能
力と炉の気体雰囲気とが経時的に変化するからである。
上記のごとき欠点を是正するために発明者は、種々の
特性値をもつ粉末を出発材料とし、変動する処理条件下
に処理して得られたW-Ni-Fe合金の機械的特性値のばら
つきを、処理条件自体を修正することなく低減し得る方
法を開発した。
特性値をもつ粉末を出発材料とし、変動する処理条件下
に処理して得られたW-Ni-Fe合金の機械的特性値のばら
つきを、処理条件自体を修正することなく低減し得る方
法を開発した。
本発明方法の特徴は、出発粉末に粉末コバルトと粉末
マンガンとを同時に添加することである。
マンガンとを同時に添加することである。
即ち、本発明は、異なり得る産地の粉末の出発材料と
し、変動し得る熱処理条件下に処理して得られるタング
ステン−ニッケル−鉄合金の機械的特性値のばらつきを
低減する方法であって、粉末コバルトと粉末マンガンと
の同時に出発粉末に添加すること、その粉末添加量は、
最終粉末が0.02〜２重量％のコバルト0.02〜２重量％の
マンガンとを含有するように選択することを特徴とする
方法であり、特に、85〜99重量％のタングステンと１〜
10重量％のニッケルと１〜10重量％の鉄とを含有する粉
末に、粉末コバルトと粉末マンガンとを特定量同時に添
加して「ドーピング」を行なう。コバルト単独の添加で
はかかる合金が脆性になり第１図に示すような延性の低
下を生じる。第１図は対応合金の破壊強度（MPa）、降
伏強度（MPa）及び伸び率（％）の値を合金粉末中のコ
バルト含量（重量％）の関数として示す。
し、変動し得る熱処理条件下に処理して得られるタング
ステン−ニッケル−鉄合金の機械的特性値のばらつきを
低減する方法であって、粉末コバルトと粉末マンガンと
の同時に出発粉末に添加すること、その粉末添加量は、
最終粉末が0.02〜２重量％のコバルト0.02〜２重量％の
マンガンとを含有するように選択することを特徴とする
方法であり、特に、85〜99重量％のタングステンと１〜
10重量％のニッケルと１〜10重量％の鉄とを含有する粉
末に、粉末コバルトと粉末マンガンとを特定量同時に添
加して「ドーピング」を行なう。コバルト単独の添加で
はかかる合金が脆性になり第１図に示すような延性の低
下を生じる。第１図は対応合金の破壊強度（MPa）、降
伏強度（MPa）及び伸び率（％）の値を合金粉末中のコ
バルト含量（重量％）の関数として示す。
前記ドーピングは、ニッケルと鉄とをタングステンに
添加するとき該添加と同時又は該添加後に混合によって
行なわれる。混合は公知の任意のミキサーを用いて行な
われる。よりすぐれた機械的特性を得るためには、添加
粉末はタングステン粉末にほぼ等しい粒度、即ち１〜15
μｍフィッシャー粒度好ましくは３〜６μｍの粒度をも
つのが好ましい。また添加粉末の量は、最終粉末が0.02
〜２重量％のコバルトと0.02〜２重量％のマンガンとを
含有するように選択する。
添加するとき該添加と同時又は該添加後に混合によって
行なわれる。混合は公知の任意のミキサーを用いて行な
われる。よりすぐれた機械的特性を得るためには、添加
粉末はタングステン粉末にほぼ等しい粒度、即ち１〜15
μｍフィッシャー粒度好ましくは３〜６μｍの粒度をも
つのが好ましい。また添加粉末の量は、最終粉末が0.02
〜２重量％のコバルトと0.02〜２重量％のマンガンとを
含有するように選択する。
上記の理由は次の１）〜３）の通りである。
１）0.02重量％未満のCoと0.02％重量未満のMnとがW-Ni
-Feに含有されていても、機械的特性のばらつきの減少
は観察できない。
-Feに含有されていても、機械的特性のばらつきの減少
は観察できない。
２）Coのみの添加でも、ばらつきの減少は観察できない
上に、単独に添加したCoの重量比率が0.5重量％以上と
なるといくつかの機械的特性が無視できないほど減少す
る。マトリックスにCo7W6組成を有する金属間化合物析
出相がＷ界面で形成されるからである。
上に、単独に添加したCoの重量比率が0.5重量％以上と
なるといくつかの機械的特性が無視できないほど減少す
る。マトリックスにCo7W6組成を有する金属間化合物析
出相がＷ界面で形成されるからである。
３）上記所定の量でMnが、Coと同時に添加されている
と、機械的特性値のばらつきが減少するという本発明の
効果が得られる。しかし、Coが、２重量％を越えると、
Mnは金属間化合物相Co7W6の析出を防止することができ
ず、その結果、機械的特性のばらつきは再び上昇すると
共に、いくつかの機械的特性（例えば、引張強度、延び
率）も無視できないほど減少する。
と、機械的特性値のばらつきが減少するという本発明の
効果が得られる。しかし、Coが、２重量％を越えると、
Mnは金属間化合物相Co7W6の析出を防止することができ
ず、その結果、機械的特性のばらつきは再び上昇すると
共に、いくつかの機械的特性（例えば、引張強度、延び
率）も無視できないほど減少する。
次にドープされた粉末を以下のごとく処理する。
―等圧プレス（isostatic press）元は一軸プレス（uni
axial press）で適当な寸法の材料の形状に圧縮する、 ―温度1000℃〜1700℃の通過炉で材料を１〜10時間焼結
する。
axial press）で適当な寸法の材料の形状に圧縮する、 ―温度1000℃〜1700℃の通過炉で材料を１〜10時間焼結
する。
材料の用途次第では上記の処理後に、任意に以下の処
理を行なう。
理を行なう。
―700℃〜1300℃の部分真空下に２〜20時間維持するこ
とによって焼結材料をガス抜きする、 ―ガス抜きした材料を約５〜20％加工変形させる、 ―300℃〜1200℃の部分真空下に２〜10時間維持するこ
とによって材料を焼戻しする。
とによって焼結材料をガス抜きする、 ―ガス抜きした材料を約５〜20％加工変形させる、 ―300℃〜1200℃の部分真空下に２〜10時間維持するこ
とによって材料を焼戻しする。
コバルトとマンガンとの添加によって、粉末の異なる
特性値及び処理条件の変動に因る影響を平滑化ししかも
得られた合金の硬度及び延性を向上させ得ることが判明
した。また、炉の温度及び材料の移動速度等に関して炉
の運転範囲を拡大し得ることも判明した。
特性値及び処理条件の変動に因る影響を平滑化ししかも
得られた合金の硬度及び延性を向上させ得ることが判明
した。また、炉の温度及び材料の移動速度等に関して炉
の運転範囲を拡大し得ることも判明した。
実施例に基づいて本発明を更に詳細に以下に説明す
る。実施例の結果を添付の第２図、第３図、第４図及び
第５図に示す。
る。実施例の結果を添付の第２図、第３図、第４図及び
第５図に示す。
異なる産地の４つのタングステン粉末のバッチを準備
し夫々1,2,3及び４と指定する。各バッチは4.5％のニッ
ケルと2.5％の鉄とを含む。個々のバッチを二つの部に
分ける。一方の部には本発明に従って１重量％のコバル
トと１重量％のマンガンとをドープし両方の部を同じ条
件下に前述のごとく処理する。
し夫々1,2,3及び４と指定する。各バッチは4.5％のニッ
ケルと2.5％の鉄とを含む。個々のバッチを二つの部に
分ける。一方の部には本発明に従って１重量％のコバル
トと１重量％のマンガンとをドープし両方の部を同じ条
件下に前述のごとく処理する。
第２図及び第３図では夫々参照記号Ａ、Ｂ、Ｃ及びＤ
で指定した焼結、ガス抜き、加工変形及び焼戻しの各段
階後の材料の降伏強度Rp、破壊強度Rm及び延び率Ａ％を
測定した。
で指定した焼結、ガス抜き、加工変形及び焼戻しの各段
階後の材料の降伏強度Rp、破壊強度Rm及び延び率Ａ％を
測定した。
従来技術の合金の結果を示す第２図では各材料の測定
値にばらつきがあり、特に粉末４の特性値のずれが大き
い。
値にばらつきがあり、特に粉末４の特性値のずれが大き
い。
本発明合金の結果を示す第３図ではこれらの値がまと
まっており、特に合金処理の最終段階ではこれらの値が
実質的に等しい。これらの結果は、使用タングステン粉
末の産地の問題が克服されたことを示す。
まっており、特に合金処理の最終段階ではこれらの値が
実質的に等しい。これらの結果は、使用タングステン粉
末の産地の問題が克服されたことを示す。
更に、ドープされた合金の機械的特性の最終値は、実
質的に最良特性をもつ非ドープ合金の最終値、即ち、 Rp1100MPa、Rm1050MPa、Ａ％８にほぼ一致する。
質的に最良特性をもつ非ドープ合金の最終値、即ち、 Rp1100MPa、Rm1050MPa、Ａ％８にほぼ一致する。
別の試験シリーズでは、前記と同じ組成の粉末バッチ
を使用しこれらを二つの部に分け、参照符号ａで指定す
る一方の部にはドーピングを行わず、参照符号ｂで指定
する他方の部には本発明によってドープした。両方の部
を夫々９個の分画１〜９に分割した。各分画を前記と同
様に処理したが各分画毎に焼結条件を変更した。但しａ
及びｂの同じ番号の分画は等しい条件で処理した。
を使用しこれらを二つの部に分け、参照符号ａで指定す
る一方の部にはドーピングを行わず、参照符号ｂで指定
する他方の部には本発明によってドープした。両方の部
を夫々９個の分画１〜９に分割した。各分画を前記と同
様に処理したが各分画毎に焼結条件を変更した。但しａ
及びｂの同じ番号の分画は等しい条件で処理した。
通過炉において以下の焼結条件を使用した。
―炉の出口部の温度に異なる３つの値、即ち、常用の焼
結温度1550℃、低温約1530℃及び高温約1570℃を使用し
た。
結温度1550℃、低温約1530℃及び高温約1570℃を使用し
た。
―焼結炉内の材料の通過速度に異なる３つの値、即ち、
標準速度17mm/分、低速11mm/分及び高速26mm/分を使用
した。
標準速度17mm/分、低速11mm/分及び高速26mm/分を使用
した。
各分画の温度及び速度条件を以下の表に示す。
焼戻し後の各合金の破壊強度Rm（MPa）、降伏強度Rp
0.2（MPa）、ビッカース硬さ（HV30）及び伸び率（％）
を測定した。
0.2（MPa）、ビッカース硬さ（HV30）及び伸び率（％）
を測定した。
非ドープ分画ａの結果を第４図、ドープ分画ｂの結果
を第５図に示す。非ドープ材料の場合、速度及び温度の
違いによって機械的特性値にかなりのばらつきが生じる
ことが理解されよう。これに反してドープされた材料の
場合には、降伏強度の値及び破壊強度の値がまとまって
おり、硬さ及び伸び率はほとんど等しいことが理解され
よう。更に、硬度及び伸び率は速度にかかわりなくかな
り上昇する。
を第５図に示す。非ドープ材料の場合、速度及び温度の
違いによって機械的特性値にかなりのばらつきが生じる
ことが理解されよう。これに反してドープされた材料の
場合には、降伏強度の値及び破壊強度の値がまとまって
おり、硬さ及び伸び率はほとんど等しいことが理解され
よう。更に、硬度及び伸び率は速度にかかわりなくかな
り上昇する。
従って、本発明が、前記のごときばらつきの除去以外
にも、速度及び温度の変動に起因する問題を克服してい
くつかの特性値を向上させ得るという利点をもつことは
明らかである。このため、製造サイクル、製造装置の要
件等の制約が緩やかである。更に、炉内で材料の移動速
度を増加させ得るので生産能力が増加する。
にも、速度及び温度の変動に起因する問題を克服してい
くつかの特性値を向上させ得るという利点をもつことは
明らかである。このため、製造サイクル、製造装置の要
件等の制約が緩やかである。更に、炉内で材料の移動速
度を増加させ得るので生産能力が増加する。
第１図は合金の破壊強度Rm（MPa）、降伏強度Rp（MPa）
及び伸び率Ａ（％）の値を合金粉末中のコバルト含量
（重量％）の関数として示すグラフ、第２図は夫々参照
符号Ａ、Ｂ、Ｃ及びＤで指定した焼結、ガス抜き、加工
変形及び焼戻しの各段階後の従来技術の合金の破壊強度
Rm（MPa）、降伏強度Rp（MPa）及び伸び率Ａ（％）の値
を示すグラフ、第３図は夫々参照符号Ａ、Ｂ、Ｃ及びＤ
で指定した焼結、ガス抜き、加工変形及び焼戻しの各段
階後の本発明の合金の破壊強度Rm（MPa）、降伏強度Rp
（MPa）及び伸び率Ａ（％）の値を示すグラフ、第４図
は種々の温度条件及び速度条件で処理した従来技術の合
金（非ドープ分画（ａ））の破壊強度Rm（MPa）、降伏
強度Rp0.2（MPa）、ビッカース硬さ（HV30）及び伸び率
Ａ（％）の値を示すグラフ、第５図は第４図と同じ条件
で処理した本発明の合金（ドープ分画（ｂ））の破壊強
度Rm（MPa）、降伏強度Rp（MPa）、ビッカース硬さ（HV
30）及び伸び率Ａ（％）の値を示すグラフである。
及び伸び率Ａ（％）の値を合金粉末中のコバルト含量
（重量％）の関数として示すグラフ、第２図は夫々参照
符号Ａ、Ｂ、Ｃ及びＤで指定した焼結、ガス抜き、加工
変形及び焼戻しの各段階後の従来技術の合金の破壊強度
Rm（MPa）、降伏強度Rp（MPa）及び伸び率Ａ（％）の値
を示すグラフ、第３図は夫々参照符号Ａ、Ｂ、Ｃ及びＤ
で指定した焼結、ガス抜き、加工変形及び焼戻しの各段
階後の本発明の合金の破壊強度Rm（MPa）、降伏強度Rp
（MPa）及び伸び率Ａ（％）の値を示すグラフ、第４図
は種々の温度条件及び速度条件で処理した従来技術の合
金（非ドープ分画（ａ））の破壊強度Rm（MPa）、降伏
強度Rp0.2（MPa）、ビッカース硬さ（HV30）及び伸び率
Ａ（％）の値を示すグラフ、第５図は第４図と同じ条件
で処理した本発明の合金（ドープ分画（ｂ））の破壊強
度Rm（MPa）、降伏強度Rp（MPa）、ビッカース硬さ（HV
30）及び伸び率Ａ（％）の値を示すグラフである。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭47−33018（ＪＰ，Ａ)
Claims (3)
- 【請求項１】異なり得る産地の粉末を出発材料とし、変
動し得る熱処理条件下に処理して得られるタングステン
−ニッケル−鉄合金の機械的特性値のばらつきを低減す
る方法であって、粉末コバルトと粉末マンガンとを同時
に出発粉末に添加すること、その粉末添加量は、最終粉
末が0.02〜２重量％のコバルトと0.02〜２重量％のマン
ガンとを含有するように選択することを特徴とする方
法。 - 【請求項２】添加粉末のフィッシャー粒度が１〜15μｍ
であることを特徴とする請求項１記載の方法。 - 【請求項３】粒度が３〜６μｍであることを特徴とする
請求項２記載の方法。
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