無電解 Ni めっきした WC 粉末を用いた WC-（Fe-Ni）合金の作製
倉本 英哲

安保 弘利 1

隠岐 貴史

松木 一弘 1

無電解 Ni めっきを施した WC 粉末（WC/Ni 粉末）と純鉄粉末の混合粉を放電焼結することで、Fe‐Ni 合金をバインダー相とする WC/Ni-ｘvol.%Fe（x=0～50）超硬合金を作製し、その機械的特性について調査した。得られた結果は以下のとおりである。
焼結温度を一度 923K で 2 時間保持し、その後 1273K に上昇させて緻密化するプロセスによって、均質な組織形態で、バインダー相が主としてオーステナイト化した Fe である高相対密度の WC/Ni- x vol.%Fe（x=10～50）圧粉体を作成することができた。x =30 の圧粉体で最大曲げ強度（σU）は最大となり、その値は約 1.9GPa であった。また、x に対する曲げ弾性率の変化挙動は、ナノインデンテーション試験より求められる WC 粒子及び各バインダー相の押込み弾性率を用いて、複合則によって表すことができた。
キーワード：WC 系超硬合金、放電焼結、Fe-Ni バインダー、最大曲げ応力
1. 緒言

温での液相焼結が可能となり、真密度化することができるものであった。しかし、P の存在は Ni 中にお

周期表 IVa～VIa 族に属する 9 種類の金属の炭化物粉末を鉄（Fe）、コバルト（Co）、ニッケル（Ni）ないて Ni 3P を生成し、これはバインダー相の硬度を向上させるものの、靭性を著しく低下させる。

どの鉄族金属を結合相として焼結結合した合金を総WC/Ni 粉末を放電焼結した場合、液相化する Ni

称して超硬合金という。超硬合金は常温において高が流動相として働く緻密化挙動であると考えられた。

硬度であり、優れた耐摩耗性を示す。このような特

このような焼結挙動においては、WC 粒子同士は結性から、軸受けやメカニカルシール及び各種機器の果として接触した状態となり、その空隙部分を Ni摺動部などに使用される。

が埋めるような形となる。この手法によって作製さ一般に実用化され、流通している超硬合金としてれた WC-Ni 合金に負荷力が加えられた場合の変形は、Co をバインダー相とするものが多く、これは、挙動では、WC 粒子同士の接触部は、破壊の起点とCo をバインダーとした超硬合金の機械的性質をはなる。実用合金系においては、その靭性が重要な要じめとする諸特性や材料としての信頼性において優素として取り上げられるが、バインダー相の脆化現れるためである。しかし、Co はその価格や流通の不象と合わせて、WC/Ni 粉末を用いて作製した WC-Ni安定さから、代替えの結合相の登場が望まれており、合金は、実用合金として活用しにくい要素を持って結合相を Ni や Fe などに代替えする試みが多くの研いることになる。そこで、本研究においては、WC/Ni究者によって行われている（ 1） - （ 8）。

粉末に Fe 粉末を混合することを考えた。これは、結

これまでに、筆者らは WC 粉末に無電解 Ni めっ合相を Fe-Ni とすることと WC 粒子間距離を保ってきを施した WC/Ni 粉末を作製し、これを放電焼結す変形挙動における干渉相を設けることを意図するもることによって WC-Ni 合金を作成する方法を提案のである。Fe-Ni では、オーステナイト化することした（ 9 ）、（ 10 ）。この手法においては、めっき相が電流が予想され、これによっては更なる靭性向上が期待経路となり、効率的で均質な焼結が可能であり、まされる。また、P は Fe に固溶され、脆化に対する影た、無電解 Ni めっき中に必然的に残存するリン（P）響を最小限とすることができる。

が Ni と共晶反応することで、1153K という非常に低1 広島大学大学院工学研究科- 30 -

2. 実験方法
2.2 試料作製
2.1 供試材料作製した WC/Ni 粉末及び純鉄粉末を所定の配合

純度 99.9％、粒径 6.4μm のアライドマテリアル㈱作比となるよう湿式混合し、それぞれ秤量して、放製 WC 粉末に無電解 Ni めっきを施したもの（本報

電焼結法によって 12×52×t4（mm）の寸法の板状告において、以降 WC/Ni と表す）と純度 99.9％、粒焼結体を作製した。板の両表面はダイヤモンド砥石

径 3-5μm の高純度化学研究所製純鉄粉末を使用した。

による研削加工を施した。焼結条件と作製した試料

これらの供試粉末の走査電子顕微鏡（SEM）像を図の諸特性については後述する。本研究において、純1（a）、（b）に示す。無電解 Ni めっきは奥野製薬製

鉄粉末の添加量を体積比として 0～50vol.%になるよの低 P タイプめっき浴のトップニコロン LPH を用いうにした。作製した試料の標記名とその配合比（体て行った。めっきはバッチ処理とし、膜厚が 0.2～積比及び重量比）について、表 1 に示す。

0.3mm となるように調整した。結果として、WC に対して 14wt.%（22vol.%）の Ni（-P）量になった。

2.3 硬さ試験と曲げ試験

なお、施工しためっきについての Ni に対する P 量

硬さ試験は 2 種類行った。

は 5wt.%であった。図 1（c）に WC/Ni 粉末の断面

1 つは、JIS に規定されるロックウェル硬さ試験でSEM 観察結果示す。
(a)ある。スケールは A スケールを選択した。
もう 1 つは、ナノインデンテーションである。

(b)

本研究における試料は硬質粒子とバインダー相からなる二相材料であり、この試験によってそれぞれの硬度を求めることとした。試験方法は ISO145
77-1 に準拠し、試験力は 100mgf とした。試験前に溶融石英ガラスを用いて圧子先端補正を行った。
(c)

補正法は、田中法を用いた。

Plated Ni

曲げ試験は 3 点曲げ試験方法で行い、圧子半径WC（R1）を 2mm、支持台半径（R2）を 3mm、支点間距離（L）を 40mm とし、クロスヘッド速度（V）は 0.5mm/min の条件で試験を行った。

図 1 供試粉末の SEM 観察結果
(a) WC/Ni 粉末、(b)純鉄粉末、(c) WC/Ni 粉末の断面
表 1 試料成分の体積比と重量比（％）

Representation

SamplesVolume Ratio

Weight Ratio(vol.%)(wt.%)

WC : Ni : Fe

WC : Ni : Fe

WNF0

WC/Ni

78：22：0

86：14：0

WNF10

WC/Ni-10vol.%Fe

70：20：10

80.8：13.3：5.9

WNF20

WC/Ni-20vol.%Fe

62.4：17.6：20

75.5：12.2：12.3

WNF30

WC/Ni-30vol.%Fe

54.6：15.4：30

69.4：11.2：19.4

WNF40

WC/Ni-40vol.%Fe

46.8：13.2：40

62.7：10.1：27.2

WNF50

WC/Ni-50vol.%Fe

39：11：50

55.2：8.9：35.9- 31 -

3 実験結果及び考察が進んでいると考えることができる。WNF50 においても、図中丸印で示すように同様の焼結挙動を確認

3.1 焼結特性

することができるが、このとき、その温度が高温側

本研究における放電焼結プロセスは、均質焼結促に移動していることが分かる。これは、Fe の添加に進を目的として、焼結圧力が 40MPa、on/off 時間がよって、Ni 中の P が Fe に拡散することがあれば、それぞれ 100ms、パルス電流が 100A の矩形波パル

Ni に対しての P 量の低下によってその液相化挙動がス通電を予備焼結として 900s 行い、その後、所定の焼結挙動として遅れる形で表れたためではないかと条件による連続パルス通電を行った。連続パルス通考える。どちらにしても Ni-P 相の液相化が起こって電の条件については、WC/Ni 合金の焼結において実おり、その真密度化に寄与しているものと考えられ績のある 1273K 下で 3.6ks 保持する条件とした。こた。以上の焼結条件において得られた試料断面の組のとき得られる WNF0 と WNF50 の焼結曲線を図 2織観察結果を図 3 に示す。に示す。

図 か ら 、 WNF0 は 均 質 な 組 織 と な っ て い る が 、図において、WNF50 の曲線が WNF0 と比較して、

WNF50 では WC 粒子の凝集が存在し、空孔も多数低温で密度が向上していることが分かる。低温側で残っていることが確認される。これは、WNF50 では密度が向上する理由としては、Fe の塑性変形が考えFe 粒子が存在するために、また、Fe 粒子が液相化すられる。WNF0 では、Ni-P の共晶点である 1153K 近ることは無いため、WC-WC、WC-Fe、Fe-Fe 粉末間

傍において急激にその相対密度向上が見られ、そのでその隙間が 0 となりにくく、液相化した Ni-P が流後、図中丸印で示す部分において、もう一度焼結速出していく隙間が存在する状態となり、特に偏析部度が変化するポイントを確認することができる。こ分において Ni-P が不足となって、最終的には空隙もれは、Ni-P 相の液相化が進んで、焼結体の真密度化多く確認される結果となったと考える。
この結果において、鉄粉末を添加する場合、Ni-P

Relative Density , D1の液相化挙動が直接的には緻密化の安定性に寄与し0.9ないことが分かる。また、前述したようにバインダ0.8ー相のオーステナイト化も達成することを考え、本研究においては、図 4 に示すように、まず無電解 Ni0.7めっきの結晶化開始温度である 573～773K と Ni-P0.6の共晶温度である 1153K との間で目安として 923KWNF0WNF500.5を設定し、この温度で 120 分温度保持して Ni-P の鉄中へ拡散と Ni めっき層の塑性変形を促すことを意

0.4
200400600

800

1000

1200

1400

Compact Temperature , T / KcC

図 2 焼結温度を 1273K、焼結温度保持時間を.6ks
1273K

(a)

Temperature,T/Kとした場合の焼結体温度と相対密度の関係
(b)

AB

923K

30min

120minHolding time

50μm

50μm

Sintering time ,t/min

図 3 試料断面の組織観察結果(a)WNF0、(b)WNF50

図 4 本研究で採用した試料作製のための放電焼結プロセス- 32 -図し、その後に緻密化を目的として 1273K に昇温しする状態であることを示している。図 6（a）の EPMAて焼成する焼結プロセスを提案した。小原らによ分析結果においても、WC 粒子周辺で Ni が存在し、ると、無電解 Ni めっき法による Ni-P-Fe 圧粉体の焼WC/Ni 粉末の形態を維持していることが確認される。

結において、Fe 中への Ni の拡散が P によって促進

これが図 5（b）の観察結果から、空隙は確認される

され、短時間で Fe 中へ Ni が拡散するという機構をものの、図 6（ b）に示す EPMA 分析の結果において、推定している。

Ni が Fe 粒子側に移動をしていることが分かる。P(11)

図 5 に図 4 で提案した焼結プロセスにおける圧粉は Ni よりも Fe への拡散は早いことが予想されるが、体の組織変化を示し、図 6 に EPMA 分析結果を示す。

濃度の低さから EPMA 分析ではその挙動を確認する

観察は図 4 中 A、B、C で示す部分において、焼結ことができなかった。しかし、P は Ni の拡散を促すを中断して圧粉体を取り出し、この試料の断面中心ような挙動を示したと考え、この結果から 120 分の部において行った。図 5（a）においては、バインダ保持時間によっては、Ni-P の拡散と塑性変形を促すー相中において、微小の空隙の存在が確認される。

ことができたと推測する。最後に、図 5（c）におい

これは、Fe と Ni-P、Fe と Fe、Ni-P と Ni-P のそれぞては、温度を上げて焼成することで、図 5（b）で確れの接触形態から生成される空隙が、それぞれ存在認されたような空隙は小さくなって、非常に密度の高い状態に緻密化されたことが確認される。

(a)

(b)

図 7 に焼成完了後の試料における X 線回折結果を示す。Fe の添加量によって、僅かに比率の変化はあるものの、Fe を添加したどの試料においても、基本的にはγ-Fe を検出した。この結果において、Ni 単30μm30μm相や C 化合物及び P 化物などは、ほとんど確認されなかった。WC と Fe は反応性が高く、W-Fe-C 化合(c)物を生成してしまうことがよく知られている （ 12 ）。
本実験で作製した試料においてそれらの化合物は確認されておらず、これは、無電解 Ni めっきの特性を有効に利用して、比較的低温の焼結プロセスのため30μmであると考える。詳細の分析によれば、W-Fe-C 化合
図 5 図 4 に示す放電焼結過程で焼結した場合の組織変化（WNF50）（a）A 点、（b）B 点、（c）C 点（図 4 中）物や P 化物が検出されるかもしれないが、本研究において作製した試験片について、WC 粒子はほとんFe2m

Ni

X-ray peak intensity, arbitrary unit

(a)

2m

(b)

WNF10WNF30

WNF50

Fe2m

Ni

Diffraction angle(Cu K), 2θ/π/180rad2m

図 7 焼結完了後の各サンプルの X 線回折結果
図 6 図 5 の部分における EPMA 分析結果（a）A 点、（b）B 点（図 4 中）

- 33 -

ど変質しておらず、また、バインダー相の大部分が90

Rockwell Hardness value on A scale, HRA

オーステナイト化した Fe であった。
図 8 に Fe の添加量の違いによる WC-（Fe-Ni）合金の組織形態の違いを示す。どの試料についても、比較的均質の組織形態を示している。Fe の添加量が大きくなるほど、バインダー相の相対的な量は増え、WC 粒子間の間隔は大きくなっていき、WC 粒子同士の接触の数は小さくなっている。

8580757000.1

0.20.30.40.5

Volume Fraction of Fe , V

(a)

Fe(b)

図 9 ロックウェル硬さ試験結果（A スケール）
表2ナノインデンターによる硬さ試験結果

sample(c)(d)

(e)

20m

図 8 図 4 で示したプロセスによって作製した試料の組織観察結果（a）WNF10、（b）WNF20、（c）WNF30、（d）WNF40、（e）WNF50

HM

E IT

(MPa)(GPa)WC powder

16910

500.1

Binder phase of
WNF04695

353.8

Binder phase of
WNF10

4340

240.2

Binder phase of
WNF20

3491

231.2

Binder phase of
WNF30

3254

218.3

Binder phase of
WNF40

3164

216.7

Binder phase of
WNF50

3789

204.2

率である。バインダー相について、HM 及び EIT とも3.2 硬度特性
図 9 に A スケールロックウェル硬さ試験の結果をに、V Fe の増加に伴い低下する傾向があった。ただ示す。Fe の添加量の増加に伴い、硬度が低下していし、結果として、WNF50 の HM は傾向から考えるることが分かる。これは、バインダー相の組成の違と高い値を示した。Ni-P の、特に P の存在によって、いによる硬度の変化もあるが、主としては相対的なNi、Fe との間での P 化物の存在が皆無とはならない。

WC 粒子の量的な差が影響していると考える。

P 化物が微小粒子として存在することによっては、次に、ナノインデンターによる組織ごとの硬さ試その硬さが大きくなることは想像しやすい。このこ験結果を表 2 に示す。本試験においては、WC 粒子とから、VFe の増加に伴い P 量は相対的に小さくな単体、バインダー、それぞれについて試験を行い、り、HM 及び E IT が小さくなっていくことが考えやすその特性評価を行った。

い。WNF50 の HM が高い値を示すことについて、

ここで、HM はマルテンス硬さ、EIT は押込み弾性理論的な理由が考えにくく、これは試験結果のばら- 34 -つきの範囲を超えないものかもしれない。実際、HM
2000

くなってくると、試験結果はばらつきの範囲に収ま

1800

Ultimate Bending Strength,  / MPa

及び E IT も含めて、WNF20 より Fe の添加量が大きUる傾向があった。ただし、WNF0 と WNF10 については、明らかに HM 及び EIT の低下傾向を示しており、前述の理由によるものを想像しやすい結果であった。WC 粒子の HM については、バインダー相の4 倍、EIT については 3 倍程度の値であり、マクロで考えた場合には、WC の相対的な量が、WC-(Fe-Ni)
合金の硬さや弾性率に大きな影響を及ぼすことは想

1600
1400
1200
1000
800

400

像しやすい。

Ductile-Brittle transition

600
00.1

0.2

0.3

0.4

0.50.6

Volume Fraction of Fe , VFe

図 11 Fe 添加量と最大曲げ応力の関係

3.3 曲げ特性
図 10 に各試験片の 3 点曲げ試験における曲げ応力ている。しかし、それぞれ耐食性、耐熱性等の機能‐ひずみ線図を示す。WNF0、WNF10、WNF20 は弾性を付加されているものであり、本研究における性域で破断した。しかし、Fe の添加量が 30vol.%以WC/Ni-xvol.%Fe については、その焼結性と変形能に上で、塑性変形領域で破断することが分かる。

注目される。焼結性については表 3 の比較において

図 11 に図 10 で示した試験結果より得られる最大曲げ応力（σ U ）と VFe の関係を示す。

も明らかなように、また、WC-Co 系も含めて WC 系超硬合金の焼結温度として、一般的に 1400～1700K

図から、V Fe が 0.3 でσ U は最大となり、約 1.9GPa

程 度 の 温 度 が 選 択 さ れ る こ と か ら も 、 WC/Ni-xと高い値を示した。市販の WC-Co 系超硬合金につvol.%Fe 合金では非常に低温での緻密化を達成していて、σ U は 3GPa 程度であり、若干劣ることは否定おり、焼結性が優れると言える。この特性についてできないが、バインダー代替型の WC 系超硬合金とは、省エネルギー技術として考えることができ、まして、また、粗粒の WC 粉末を用いたことを考慮すた、高温炉の必要性が無いことから、市場においてれば、十分の強度を確保したといえる。表 3 に様々汎用性が高くなることが期待される。

なバインダー代替型 WC 系超硬合金の抗折力についてまとめたものを示す。

図 10 において、VFe=0.3 以上でその破壊に至る変形領域が変化したことが確認される。WNF0、WNF30、

表 3 に示したバインダー代替型 WC 系合金は一例

WNF50 の破断面の観察結果を図 12 に示す。曲げにであるが、そのどれもの抗折力は WC-Co 系に劣っおける引張側で、起点側と考えられる部位の近傍について、走査型電子顕微鏡（SEM）による観察とそ

2000の断面についての顕微鏡観察を行った。

WNF30

図 12（a）、（b）、（c）から、WNF0、WNF30、WNF50

Bending Stress,  / GPa

WNF40

1500

WNF20のそれぞれ基本的な破壊機構は、粒界破壊によるもWNF50のであることが分かる。ただし、図中白丸で示すよWNF01000

うに、WNF30、WNF50 においては、破面上にディWNF10ンプルパターンを確認することができる。つまり、
500

変形、破壊の過程において、延性的な挙動を示したものと考えられる。

000.002

0.004
0.006
Strain, 0.008

図 10 曲げ応力とひずみの関係

図 12（d）、（e）、（f）から、破面上の粒界破壊は、0.01

バインダー相と WC 粒子界面のはく離が主であることが分かる。結果として、WNF0 においては、ほぼ- 35 -

表 3 各種の WC 系超硬合金の抗折力
Sintering Temp.,

Particle size,

Km

WC/Ni-30vol.%Fe1273

WC-24wt%Ni

σ U , GPaReference

6.41.9This work1573

～0.52.5(13)WC-11.5wt％FeAl

1423

2.01.8(14)WC-37mass％Fe

1513-1553

52.3(15)

Composition

(a)

(b)

(c)と、主たる変形のサイトはバインダー相となり、延性的な破壊挙動は示すものの、その強度は低下したものと考えられる。延性的な挙動は、実用化におい(d)(e)て、その材料の信頼性を向上させるものであるが、(f)

本研究における WC/Ni-ｘvol.%Fe 合金においては、
図 11 中にも示すように、x=30 が延性脆性遷移の境界として扱われるものであり、この境界上において
図 12 破面の SEM 観察結果と断面顕微鏡観察結果(a),(d)WNF0、(b),(e)WNF30、(c),(f)WNF50最大の抗折力を示すものであった。

粒界破壊しか見られないことから、強度は WC 粒子

分は弾性領域であり、この傾きは曲げの弾性率としとバインダー相の間の接合強度に依存すると考えらて扱うことができる。つまり、剛性は、Fe の添加量れる。WNF30 においては、図 12（e）中丸で示す部の増加に伴い低下していると言える。図 13 に VFe分において、WC 粒子の割れが確認される。WNF30と曲げ試験から得られた曲げ弾性率 Eb の関係を示

では、WNF0 と比較して、WC 粒子とバインダー相す。図より、V Fe の増加に伴い弾性率が低下していの間の接合強度が強いと考えられる。WC 粒子の強ることが分かる。ここで、表 2 に示すように、ナノ度はバインダー相よりも強いことは明らかで、これインデンターによる硬さ試験では、WC 粒子及び各が積極的に機能することで、最大の強度を得ることバインダー相について、それぞれ押込み弾性率を測ができたと考えられる。WNF50 においては、図 12定しており、この値と複合則を用いることで、その（f）中丸で示す部分で確認されるように、バインダ弾性率を表すことができるかを検討した。

図 10 において、試験開始後から見られる直線部ー相中をクラックが伝播しており、また WNF30 と600比較すると WC 粒子の割れが少ない。これは、WCていると考えられる。
以上から変形・破壊挙動をまとめると、Fe の添加量が少ない場合には、WC 粒子界面における粒界破壊を主とし、脆性破壊の機構となる。Fe の添加量が大きくなるにしたがい、バインダー相の積極的な変形が見込まれ、また、WC 粒子界面強度も向上する

500bするようになり、これに強度が依存したことを示し

Bending Elastic Stiffness , E / GPa

量の低下によって、バインダー相が積極的な変形をExperimental values
Calculated from equation(*)

400

300

2000

ことで、変形能が向上し、部分的には延性的な変形・破壊挙動を示すようになる。Fe の添加量が多すぎる- 36 -

0.10.20.30.40.5

Volume Fraction of Fe, VFe

図 13

Fe 添加量と曲げ弾性率の関係

2 相の複合材料における複合則は式（1）のように表すことができる。

するプロセスを採用した場合、無電解 Ni めっき中に含まれる P との共晶反応により Ni めっき相が液相化し、また、Fe の添加によって WC 粒子間の粒子間 =  1V1 +  2 (1 − V1 )（1）隔が保持される状況で、Ni の流出が起こり、組織中に空隙と偏析を引き起こす結果となった。

ここで、V1 は第 1 相の体積率であり、σ 1 、σ 2 は、そこで、焼結温度を一度 923K で 2 時間保持し、それぞれ第 1、第 2 相固有の応力である。σ=εE でその後 1273K に上昇させて緻密化するプロセスを提あることから、式（1）から弾性率（E）は式（2）案し、実施したところ、923K での保持中に Ni の Feで表される。

中への拡散が起こり、その後の昇温において は Niの流出は防がれ、均質な緻密化を達成した。ここでE = E1V1 + E 2 (1 − V1 )（2）

バインダー相は、主として Ni の添加によってオーステナイト化した Fe となっていた。

ここで、E1 、E2 は、それぞれ第 1、第 2 相固有の（2）WC/Ni-ｘvol.%Fe（x=0～50）圧粉体のロック弾性率である。式（2）において、表 1、2 より、V 1

ウェル硬さ（A スケール）は、Fe の添加量が大きくに WC 粒子の体積率、E 1 に WC 粒子の押込み弾性率、なるほど小さくなった。また、ナノインデンテーシ

E2 にそれぞれのバインダー相の押込み弾性率を代ョン試験の結果から、バインダー相の硬度は、やは入して、計算を行った。結果を図 13 中破線で示す。

り Fe の添加量が大きくなるほど小さくなる傾向を式（2）による計算結果について、V Fe の変化に伴う示すことが分かった。

Eb の変化挙動については、良く一致するものであっ（3）WC/Ni-ｘvol.%Fe（x=0～50）圧粉体の曲げ試た。しかし、絶対値としては計算結果が、約 150GPa

験において、x=0～20％の範囲では、弾性域で破壊ほど大きな値を示している。これは、押込み弾性率した。このとき、Fe の添加量が大きくなるほど最大が必ずしも材料固有の縦弾性率を正確に表すもので曲げ応力（σ U ）は大きくなった。x =30 では、塑性はないことや、また、実際の曲げ試験においては、変形し、σ U は最大値として約 1.9GPa となった。さ引張だけでなく圧縮の挙動も含まれる可能性が高く、らに x が大きくなると、やはり塑性変形するが、σ Uこれらの影響によって、絶対値に差異が表れたものは小さくなった。

ではないかと考える。

また、x に対する曲げ弾性率の変化挙動は、ナノ以上の結果において、様々の要因から考えられる

インデンテーション試験より求められる WC 粒子及絶対値の誤差を補正することができるならば、他のび各バインダー相の押込み弾性率を用いることで、複相材料と同様に、複合則によってその抗折力は推複合則によって表すことができた。

測することができ、材料強度を設計できるものと考える。

おわりに、本研究を実施するに際して使用した超微小押込み硬さ試験機（ナノインデンテーションテスター）、摩耗リングの加工に使用した NC 旋盤は財
4. 結言

団法人 JKA（旧日本自転車振興会）競輪機械工業資金補助により整備したものであることを記し、関係無電解 Ni めっきを施した WC 粉末（WC/Ni 粉末）各位に深く感謝いたします。と純鉄粉末の混合粉を放電焼結することで、Fe‐Ni合金をバインダー相とする WC/Ni-ｘvol.%Fe（x=0～50）超硬合金を作製し、その機械的特性について参考文献調査した。得られた結果は以下のとおりである。

（1） H.Kim, I. Shon, J.Yoon, J.Doh and Z.Munir, Int. J.

（1）1273K を焼結温度とし、一度に昇温、温度保持

Refract Met & Hard Mater 24(2006) p.427-431.

- 37 -（ 2 ） S.Kursawa, P.Pott, H.G.Sockel W.Heinrich andM.Wolf, Int. J. Refract Met & Hard Mater 19(2001)
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