(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ｘ、ｙおよびｚを原子％として（Ｍｏ，Ｗ）ｘＮｉｙＢｚで表される組成点（ｘ，ｙ，ｚ）が、（Ｍｏ，Ｗ）−Ｎｉ−Ｂ系擬３成分組成図上の（３８，２４，３８）、（４０，２２，３８）、（４０，３６，２４）および（２４，５２，２４）で表される４組成点を頂点とする４角形内にあって、Ｗ／Ｍｏの原子％比が０．２５以下である組成を基準組成とし、この基準組成に炭素が（１−０．０２５ｚ）〜（１５−０．３７５ｚ）原子％、Ｎｉと置換した形で含有された組成を有する複硼化物系焼結合金。
【請求項２】
ｘ、ｙおよびｚを原子％として（Ｍｏ，Ｗ）ｘＮｉｙＢｚで表される組成点（ｘ，ｙ，ｚ）が、（Ｍｏ，Ｗ）−Ｎｉ−Ｂ系擬３成分組成図上の（３８，２４，３８）、（４０，２２，３８）、（４０，３６，２４）および（２４，５２，２４）で表される４組成点を頂点とする４角形内にあって、Ｗ／Ｍｏの原子％比が０．２５以下である組成を基準組成とし、この基準組成に炭素が（１−０．０２５ｚ）〜（１５−０．３７５ｚ）原子％、Ｔａ、ＮｂおよびＶから選ばれる一種以上が合わせて（０．０１ｙ−０．００５ｚ）〜（０．２ｙ−０．１ｚ）原子％、Ｃｒが（０．４ｙ−０．２ｚ）原子％以下、Ｃｏが（０．３５ｙ−０．１７５ｚ）原子％以下、いずれもＮｉと置換した形で含有された組成を有する複硼化物系焼結合金。
【請求項３】
焼結合金の８００℃におけるビッカース硬度が７００ｋｇ／ｍｍ２以上であり、焼結合金の８００℃における抗折強度が１５０ｋｇ／ｍｍ２以上である請求項１または２に記載の複硼化物系焼結合金。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、室温から８００℃程度の高温域まで、優れた硬度と強度を併せて保有し、各種金属材料の成形加工用の工具や金型に適した複硼化物系焼結合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
各種の金属材料を室温または熱間で成形加工するための工具や金型の材料には、従来合金工具鋼が多く用いられている。しかし合金工具鋼は硬度が十分に大きくなく耐磨耗性に劣る他、６００℃以上の温度域で硬度と強度が室温時の２分の１程度にまで低下してしまい、使用時に変形したり熱応力によって損傷するなどの問題があった。
【０００３】
これらの問題点を解決し、６００℃以上の高温域でも強度と硬度が低下しない材料として、先に本発明者らは、主としてＮｉ、Ｍｏ、ＷおよびＢからなる複硼化物（Ｍｏ，Ｗ）ｘＮｉｙＢｚを硬質相としＮｉ基合金で結合された複硼化物系焼結合金（サーメット）を提案している（特開昭６３−１４３２３６）。
【０００４】
また、その後炭化物等を焼結合金の原料に添加することによって高温域における硬度と強度が改善された複硼化物系焼結合金が特開昭６３−２９３１３４や特開平１−１３１０７１に提案され、特開昭６３−２９３１３４にはさらにＣｒやＶを添加した焼結合金が提案されている。
【０００５】
これらの複硼化物系焼結合金は、融点の高い複硼化物の硬質相を耐熱性のあるＮｉ基合金で結合した組織を有しているため、室温から８００℃程度の高温域まで硬度と強度の低下が少なく、高温域において合金工具鋼やＷＣ−Ｃｏ系超硬合金と比べて優れた硬度と強度を保有しており、８００℃程度の温度で使用されるアルミニウム鋳造機械用部品や鉄鋼材料の鍛造型などに応用され始めている。
【０００６】
しかしながら、工業技術の高度化に伴ってこうした部材はますます過酷な条件で使用される傾向にあり、部材の耐用を確保するため、材料のさらなる高硬度化、高強度化が望まれている。
【０００７】
前述の複硼化物系焼結合金の場合、焼結合金の硬度を高めることは、硬質相である（Ｍｏ，Ｗ）ｘＮｉｙＢｚ複硼化物の含有量を増加せしめることにより、ある程度達成できる。しかし、複硼化物の含有量が多過ぎると、結合相の割合が減少して強度と靭性が低下する傾向を示すので、満足できる程度に高硬度と高強度を両立させるまでには至っていない。また、特に高温において現状では前述の炭素が添加された複硼化物系焼結合金でも十分に高硬度と高強度を両立させるまでには至っていない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、従来技術における前述の問題点を解決して、６００℃以上の高温域において高硬度と高強度を併せて保有する複硼化物系焼結合金の提供を目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上述の課題を達成すべくなされたものであり、本発明の複硼化物系焼結合金は、ｘ、ｙおよびｚを原子％として（Ｍｏ，Ｗ）ｘＮｉｙＢｚで表される組成点（ｘ，ｙ，ｚ）が、（Ｍｏ，Ｗ）−Ｎｉ−Ｂ系擬３成分組成図上の（３８，２４，３８）、（４０，２２，３８）、（４０，３６，２４）および（２４，５２，２４）で表される４組成点を頂点とする４角形内（点を結ぶ線上を含む）にあって、Ｗ／Ｍｏの原子％比が０．２５以下である組成を基準組成とし、この基準組成に炭素が（１−０．０２５ｚ）〜（１５−０．３７５ｚ）原子％、Ｎｉと置換した形で含有された組成を有することを特徴とする。
【００１０】
すなわち本発明は、図１に示した（Ｍｏ，Ｗ）−Ｎｉ−Ｂ系擬３成分組成図（この組成図ではＭｏとＷを合わせた原子％が（Ｍｏ，Ｗ）の原子％で示される）において（Ｍｏ，Ｗ）ｘＮｉｙＢｚの組成点（ｘ，ｙ，ｚ）がａ；（３８，２４，３８）、ｂ；（４０，２２，３８）、ｃ；（４０，３６，２４）およびｄ；（２４，５２，２４）で表される４組成点を頂点とする４角形内にあり、Ｗ／Ｍｏの原子％比が０．２５以下である組成を有する合金を基準組成とし、この基準組成に炭素を（１−０．０２５ｚ）〜（１５−０．３７５ｚ）原子％、Ｎｉと置換した形で含有されていることによって８００℃においても高硬度で高強度の複硼化物系焼結合金を実現している。
【００１１】
ここで炭素をＮｉと置換する形で基準組成に添加するとは、加えた炭素の量（原子％）だけ基準組成を有する複硼化物系焼結合金中のＮｉの含有量を減らすことを意味する。したがって、上記の（Ｍｏ，Ｗ）−Ｎｉ−Ｂ系擬３成分組成図に示された４組成点ａ、ｂ、ｃおよびｄを頂点とする４角形内にある基準組成から加えられた炭素の量だけＮｉの含有量が少なくなっている。また、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、ＣｒおよびＣｏが添加された基準組成についても同様であり、Ｎｉの含有量はこれら添加された元素を合計した原子％分だけ少なくなっている。
【００１２】
また、焼結合金のＷ／Ｍの原子％比を０．２５以下とした理由は、Ｗの存在が焼結合金の強度を高めるのに有効ではあるが、余り多く含有してもその効果が小さく、多く含有すると焼結合金の比重が大きくなり、原料のコストも高くなるからである。
【００１３】
炭素の含有量を（１−０．０２５ｚ）原子％以上とした理由は、含有量がこれより少ないと材料の強度と硬度を向上せしめる効果が小さいためであり、炭素の含有量を（１５−０．３７５ｚ）原子％以下としたのは、炭素の含有量が多くなり過ぎると焼結合金中に炭化物が多く生成して結合相中のＭｏの含有量が減り、また硬質相の粒子が大きくなるなどにより焼結合金の強度が低下する傾向を示すためである。硬度と強度をバランスよく保有せしめるには、炭素の含有量を（３−０．０７５ｚ）〜（１０−０．０２５ｚ）原子％とするのが好ましい。
【００１４】
本発明で焼結合金の基準組成を上記の組成に限定した理由を、図１に示した（Ｍｏ，Ｗ）−Ｎｉ−Ｂ系擬３成分組成図に沿って以下に説明する。基準組成（ただしＷ／Ｍｏの原子％比は０．２５以下）は、（Ｍｏ，Ｗ）ｘＮｉｙＢｚで表される組成点（ｘ，ｙ，ｚ）がそれぞれａ；（３８，２４，３８）、ｂ；（４０，２２，３８）、ｃ；（４０，３６，２４）およびｄ；（２４，５２，３８）を頂点とする４角形内にある。前記基準組成は、１１００℃〜１４００℃で焼結された後に、主としてＭｏとＷを含むＮｉ基合金からなる結合相中に（Ｍｏ，Ｗ）ｘＮｉｙＢｚ複硼化物が６０〜９５原子％程度析出した組織になる領域である。
【００１５】
この複硼化物は硬質相となって本発明の複硼化物系焼結合金に高硬度を付与し、また、主としてＭｏとＷを含むＮｉ基合金からなる結合相は強度と靱性に優れ、本発明の複硼化物系焼結合金に強度と靱性を付与している。
【００１６】
図１において（Ｍｏ，Ｗ）ｘＮｉｙＢｚの組成点（ｘ，ｙ，ｚ）がａ；（３８，２４，３８）とｂ；（４０，２２，３８）を結ぶ直線ａｂより上側（Ｂの多い側）の組成では、焼結合金中に含まれる（Ｍｏ，Ｗ）ｘＮｉｙＢｚ複硼化物の含有量が９５原子％より多くなって結合相の量が減少し、焼結合金の強度と靱性が不足するために範囲外とされた。
【００１７】
また、（Ｍｏ，Ｗ）ｘＮｉｙＢｚの組成点（ｘ，ｙ，ｚ）がｄ；（２４，５２，２４）とｃ；（４０，３６，２４）を結ぶ直線ｄｃより下側（Ｂの少ない側）の組成では、焼結合金中に含まれる（Ｍｏ，Ｗ）ｘＮｉｙＢｚ複硼化物の含有量が６０原子％より少なくなり、焼結合金の硬度が小さいので範囲外とされた。
【００１８】
また、組成点のａとｄを結ぶ直線ａｄより左側の組成では、結合相中に固溶して存在するＭｏおよびＷの含有量が少なくなって結合相の強度が小さくなる他、炭素を添加したとき、焼結合金中に析出する炭化物の量が少なく、大きい硬度の焼結合金が得られないので範囲外とされた。
【００１９】
また、組成点のｂとｃを結ぶ直線ｂｃより右側の組成では、結合相中に含有されるＭｏとＷの含有量が多くなり過ぎ、焼結合金中に脆弱なＮｉ４（Ｍｏ，Ｗ）等の金属間化合物が生成して焼結合金の靱性が損なわれるので範囲外とされた。
【００２０】
炭素を上述の基準組成を有する複硼化物系焼結合金に添加すると、主にＭｏ、ＷおよびＮｉを含む細かい粒径（２μｍ以下）の複炭化物（Ｍｏ−Ｗ−Ｎｉ系複炭化物）が焼結合金中に析出し、焼結合金の硬度と強度を向上せしめる効果を示す。
【００２１】
このとき炭素の含有量を基準組成を有する焼結合金中のＮｉと置換した形で（１−０．０２４ｚ）〜（１５−０．３７５ｚ）原子％とする理由は、炭素の含有量が（１−０．０２４ｚ）原子％より少ないと、焼結合金中に析出する炭化物の量が少なく、焼結合金の硬度の向上効果が少なくなるためであり、また炭素の含有量が（１５−０．３７５ｚ）原子％を超えると、焼結合金中に析出する炭化物の量が多くなり過ぎるとともに結合相中に固溶しているＭｏやＷの大部分が炭化物となるため、ＭｏやＷによる結合相の固溶強化の効果が犠牲になり、焼結合金の強度と靱性が損なわれるからである。
【００２２】
本発明の好ましい複硼化物系焼結合金は、ｘ、ｙおよびｚを原子％として（Ｍｏ，Ｗ）ｘＮｉｙＢｚで表される組成点（ｘ，ｙ，ｚ）が、（Ｍｏ，Ｗ）−Ｎｉ−Ｂ系擬３成分組成図上のａ；（３８，２４，３８）、ｂ；（４０，２２，３８）、ｃ；（４０，３６，２４）およびｄ；（２４，５２，２４）で表される４組成点を頂点とする４角形内にあって、Ｗ／Ｍｏの原子％比が０．２５以下である組成を基準組成とし、この基準組成に炭素が（１−０．０２５ｚ）〜（１５−０．３７５ｚ）原子％、Ｔａ、ＮｂおよびＶから選ばれる一種以上が合わせて（０．０１ｙ−０．００５ｚ）〜（０．２ｙ−０．１ｚ）原子％、Ｃｒが（０．４ｙ−０．２ｚ）原子％以下、Ｃｏが（０．３５ｙ−０．１７５ｚ）原子％以下、いずれもＮｉと置換した形で含有された組成を有することを特徴とする。
【００２３】
この焼結合金は、前述の基準組成に炭素のみを含有せしめた複硼化物系焼結合金に、さらにＴａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ等を含有せしめたものであり、さらにＴａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ等を添加することによって得られる効果と含有量の限定理由を以下に説明する。
【００２４】
Ｔａ、ＮｂおよびＶが前述の複硼化物系焼結合金に含まれていると、硬質相の複硼化物と結合相のＮｉ基合金中に固溶強化の作用をもたらし、焼結合金の硬度と強度を増大せしめる。
【００２５】
また、これらの元素は、炭化物になりやすい元素であり、焼結合金中に析出しているＭｏ−Ｗ−Ｎｉ系複炭化物中にも取り込まれ、炭化物の熱的安定性を高めるものと推定される。基準組成を有する焼結合金中のＮｉと置換した形で、Ｔａ、ＮｂおよびＶを合わせて（１−０．０２５ｚ）〜（１５−０．３７５ｚ）原子％含有せしめる理由は、これらの含有量が（１−０．０２５ｚ）原子％より少ないと焼結合金の硬度と強度を向上せしめる効果がほとんど得られず、（１５−０．３７５ｚ）原子％より多いとＮｉ３Ｔａ、Ｎｉ３Ｎｂ、Ｎｉ３Ｖ等の脆弱な金属間化合物が焼結合金中に析出して、焼結合金の強度と靱性が損なわれるからである。
【００２６】
Ｘ線回折によって結合相と複硼化物相の格子定数を調べたところ、焼結合金中のＭｏ、Ｗ、Ｔａ、ＮｂおよびＶの含有量を一定として炭素の含有量をＮｉと置換した形で増やすと、結合相と複硼化物相の格子定数がいずれもほぼ直線的に小さくなることが分かった。このことは、焼結合金に添加された炭素が優先的にＭｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｎｂ、ＶおよびＮｉと結合して複炭化物を形成し、結合相と複硼化物相中に固溶しているＭｏ、Ｗ、Ｔａ、ＮｂおよびＶの量が減少したためと解釈された。
【００２７】
炭素を含有せしめることによって結合相と複硼化物相中に固溶しているＭｏ、Ｗ、Ｔａ、ＮｂおよびＶの量が減少してしまうのは固溶強化の点では好ましくない。このため炭素の含有量を増加させる場合には、結合相と複硼化物相に固溶しているＭｏ、Ｗ、Ｔａ、ＮｂおよびＶ等の量が減少しないように、複硼化物系焼結合金の組成を基準組成の範囲内でＭｏの多い側の組成とするのが好ましい。すなわち、図１において、基準組成の領域を示す４角形ａｂｃｄ上で、直線ｂｃ寄りの組成を選択するのが好ましい。
【００２８】
またはＴａ、ＮｂおよびＶを多目に添加するという考え方に基づいて最終的な焼結合金の組成を決定するのが好ましい。この場合、Ｘ線回折により測定した焼結合金の結合相（立方晶）の格子定数が３．５８Å以上（Ｍｏの固溶量が多いと大きい値となる）となるように、実験的に焼結合金の組成を決定すると室温〜８００℃において優れた硬度と強度を併せて保有する焼結合金が得られる。
【００２９】
Ｃｒは主に焼結合金中の結合相と複硼化物相に固溶し、比較的少量含まれていれば焼結合金の耐酸化性と耐食性が向上する効果を示す。したがって、本発明の焼結合金が耐酸化性と耐食性を要求されない条件で使用される場合には、特にＣｒを含有せしめる必要はないが、Ｃｒを含有せしめれば大気中において８００℃程度の高温で使用される場合や硝酸等が存在する酸化性または腐食性の雰囲気下で使用される用途に好ましい焼結合金が得られる。
【００３０】
しかしＣｒの含有量が、基準組成の焼結合金のＮｉと置換する形で（０．４ｙ−０．２ｚ）原子％を超えても、それ以上耐食性と耐酸化性を向上せしめる効果が得られず、室温における強度が低下する傾向を示すので、Ｃｒの含有量は（０．４ｙ−０．２ｚ）原子％以下とし、さらには（０．０５ｘ−０．０２５ｚ）〜（０．４ｙ−０．２ｚ）原子％とするのが好ましい。
【００３１】
焼結合金中のＣｏは結合相と複硼化物相に固溶し、焼結時における複硼化物相の粒成長を抑制するので、焼結合金の強度を増す効果がある。しかし、その含有量が（０．３５ｙ−０．１７５ｚ）原子％を超えてもそれ以上の強度の増大効果はほとんどなく、原料コストが高い分だけ焼結合金の製造コストが増えることになる。
【００３２】
本発明の焼結合金を製造するには、例えばＭｏＢ、ＷＢ、ＴａＢ２、ＮｂＢ２、ＶＢ２、Ｎｉ−Ｃｒ合金、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｗ、カーボンブラック等の細かい粉末原料を所要量秤取し、回転ボールミルや振動ボールミル等に入れてエタノール等の有機溶媒を媒体として湿式で混合粉砕し、得られたスラリーを減圧下で乾燥後、金型プレスや静水圧プレスなどで加圧成形し、通常は真空中等の非酸化性の雰囲気中において１１００℃〜１４００℃で焼結する。
【００３３】
原料は上記の粉末の組み合わせとする必要はなく、硬質相となる複硼化物成分の原料として、例えばＭｏ、Ｗ、ＢやＮｉの粉末、予めアトマイズ法等により合成したＭｏ２ＮｉＢ２粉末、（Ｍｏ，Ｗ）２ＮｉＢ２粉末などを使用することができる。炭素源の原料もカーボンブラックである必要はなく、Ｍｏ２Ｃ、ＴａＣ等の炭化物を使用してもよい。
【００３４】
また、その他の成分の原料もＴａＢ２、ＮｂＢ２、ＶＢ２およびＮｉ−Ｃｒ合金の粉末の代わりに、例えばＴａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ等の単体金属の粉末や本発明の焼結合金に含有されている成分間の各種合金粉末または化合物粉末が使用できる。
【００３５】
いずれの場合にも、焼結合金が所要量の各元素を含有するように原料粉末の配合量を定めればよい。なお、混合粉砕して乾燥した原料粉末中には、大抵１重量％以下の酸素が取り込まれているので、原料粉末中の炭素と酸素が焼成過程で反応し、Ｃ＋Ｏ→ＣＯ（ガス）の形で炭素と酸素が焼結合金の外に放出されていることが、焼成過程における焼成炉内のガス分析の結果から明らかにされた。
【００３６】
この還元反応の結果として、最終的な焼結合金中の炭素量は初期の原料粉末中の炭素量より少なくなるので、原料粉末中の酸素量に相当する炭素を予め多く原料粉末に加えて、焼結合金中の炭素量が目標とする量となるように調整するのが望ましい。
【００３７】
これらの原料粉末からなる成形体を焼結する際、昇温過程で成形体中の各成分が反応し、Ｍ３Ｂ２型複硼化物（ただし、Ｍの主成分はＭｏ、Ｗ、Ｎｉであり、一部分がＴａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒで置換されている）を形成する。このＭ３Ｂ２型複硼化物の組成は、焼結合金中にＴａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ等が含有されていない場合には（Ｍｏ，Ｗ）２ＮｉＢ２となる。焼成時の昇温過程では、同時にＭｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒの内少なくとも２種の元素を含有する複炭化物が固相反応により形成される。
【００３８】
さらに温度が上昇すると、複硼化物および複炭化物となった残余の成分が溶融して液相を生成し、液相焼結が進行する結果、成形体は相対密度がほぼ１００％の緻密な焼結合金となる。こうして得られた焼結合金の組織はＮｉ基合金からなる結合相中に微細な複硼化物相と複炭化物相が均一に分散したものである。
【００３９】
本発明の他の好ましい複硼化物系焼結合金では、焼結合金の８００℃におけるビッカース硬度と抗折強度がそれぞれ７００ｋｇ／ｍｍ２以上と１５０ｋｇ／ｍｍ２以上である。また、本発明の複硼化物系焼結合金中に含まれる不可避的な不純物の含有量は、材料物性に悪影響を及ぼさないように、５原子％以下、さらには３原子％以下であるのが好ましい。
【００４０】
【実施例および比較例】
以下、本発明を実施例によって具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例によって限定されない。
【００４１】
まず、焼結合金を試作するための原料として、表１に示した平均粒径と化学成分または純度を有する粉末原料を準備した。次に、表２に示す組成となるように、ＭｏＢ、ＷＢ、ＴａＢ２、ＮｂＢ２、ＶＢ２、ＮｉＢ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｉ−Ｃｒ合金およびカーボンブラックの各粉末を表３に示した割合で調合した。
【００４２】
調合された各原料粉末を、回転ボールミルを使用し、エタノールを媒体として４８時間混合、粉砕した後得られたスラリーを減圧乾燥し、１５００ｋｇ／ｃｍ２で静水圧プレスして成形体とした。得られた成形体を約１０−３ｔｏｒｒの真空中において１１８０℃〜１３００℃の温度で１時間焼成して焼結合金を得た。
【００４３】
得られた焼結合金の一部を切り取って鏡面研磨し、この鏡面でビッカース硬度（荷重２０ｋｇ）を測定するとともに、焼結合金から３ｍｍ×３ｍｍ×３０ｍｍの試験片を切り取って、室温と８００℃で３点曲げによる抗折強度を測定し、これらのデータを表４にまとめて示した。
【００４４】
表２〜表４において、試験例１〜１０は本発明の実施例であり、他は比較例である。表４には示されていないが、一部の焼結合金について８００℃におけるビッカース硬度を測定したところ、試験例２で９００ｋｇ／ｍｍ２、試験例８で８００ｋｇ／ｍｍ２、試験例１１で６８０ｋｇ／ｍｍ２、試験例１６で４７０ｋｇ／ｍｍ２であった。
【００４５】
試験例１１は、試験例２の組成を有する焼結合金から炭素を除いた組成の焼結合金であり、試験例２と室温の硬度がほぼ同等であるが、８００℃の硬度は例２に比べて低下している。また、室温と８００℃における抗折強度が小さい。試験例１１では８００℃になると焼結合金中に析出していたＮｉ４Ｍｏが結合相中に固溶するので硬度が小さくなると考えられ、試験例２では、炭化物の結合相中への溶解度が小さいためか、８００℃となっても硬度の低下が少ない。
【００４６】
試験例１１の焼結合金をＸ線回折法で分析したところ、結合相中に脆弱なＮｉ４Ｍｏが析出していることが分かった。試験例１１の焼結合金は、このＮｉ４Ｍｏが析出したために、炭化物が析出している試験例２の焼結合金と比較して室温の硬度は、ほぼ同等の値が得られたものの、靱性が損なわれて抗折強度が顕著に低下している。
【００４７】
【表１】
0003603318.tif 000002
【００４８】
【表２】
0003603318.tif 000003
【００４９】
【表３】
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【００５０】
【表４】
0003603318.tif 000005
【００５１】
試験例１２は、試験例３の組成を有する焼結合金に（１５−０．３７５ｚ）原子％の上限量を超えて炭素を含有せしめた焼結合金であり、炭素が上限を超えて含まれていることにより、硬度は試験例３の焼結合金の硬度を上回っているが、靱性の低下が著しく、室温と８００℃における抗折強度がともに試験例３の抗折強度を顕著に下回ったものとなった。
【００５２】
試験例１３〜１７は、焼結合金の基準組成が前記４角形で限定された範囲外にある焼結合金であり、試験例の焼結合金と比較して硬度と抗折強度の両方が同時に大きいものとなっていない。Ｘ線回折法による分析の結果、試験例１３と試験例１４の焼結合金には、それぞれＮｉ４ＭｏおよびＮｉ３Ｂの析出が認められ、これらの脆弱な金属間化合物が析出したために、さらに試験例１４では金属結合相中に固溶しているＭｏの量が少なくなったために、抗折強度が顕著に低下したものと推定される。
【００５３】
これらの試験結果から、本発明の実施例である焼結合金は、比較例の焼結合金と比較していずれも硬度ならびに抗折強度が大きく、両物性のバランスが取れた優れた焼結合金であることが分かる。
【００５４】
【発明の効果】
本発明の焼結合金では、基準組成の（Ｍｏ，Ｗ）−Ｎｉ−Ｂ系焼結合金に対し、Ｎｉと置換した形で炭素を含有しており、焼結合金中に微細な炭化物が析出していることによって従来の複硼化物焼結合金と比較して、抗折強度を犠牲にすることなく焼結合金の硬度が顕著に向上し、８００℃程度の高温まで硬度の低下が少ない。
【００５５】
また、焼結合金中にＮｉと置換した形でＴａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏを含有せしめ、これらの元素を複硼化物相、複炭化物相および結合相中に固溶せしめることによって焼結合金の硬度、抗折強度、耐食性等の性質をさらに向上せしめることができる。
【００５６】
本発明の焼結合金をアルミニウムの押し出し型や溶融アルミニウムの鋳造機械の部品または鉄鋼材料の室温および熱間における加工用工具や金型、さらには化学工業で使用される耐食耐磨耗部材等に利用すれば、これらの部材の耐用が延長されるとともに、鋳造または加工される製品の品質と歩留りが顕著に向上するなどの効果が得られるので、その産業上の利用価値は多大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の複硼化物焼結合金の基準組成の範囲を示す（Ｍｏ，Ｗ）−Ｎｉ−Ｂ系擬３成分組成図。
【符号の説明】
ａ、ｂ、ｃ、ｄ；本発明の焼結合金の基準組成の範囲を示す四角形の頂点
【図１】
0003603318.tif 000006