JPH02277746A - 耐摩耗低熱膨張焼結合金およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、精密機械、機器の部品等低熱膨張でかつ耐摩
耗性が要求されるものに最適な焼結合金およびその製造
方法に関するものである。

〔従来の技術〕

周知のように多くの金属１合金は温度が上昇するにつれ
て体積が膨張し、この熱膨張率が大きいものは、温度変
化に伴う体積膨張、収縮が大きい。

精密機械、機器などの部品にはその信頼性から、室温付
近での熱膨張係数が極めて小さい。いわゆるインバー型
合金が用いられることが多い。

インバー型合金の代表例としては、ニッケルー鉄合金で
ある、３６％Ｎｉ−Ｆｅ合金、３１％Ｎ　ｉ−５％　Ｇ
　ｏ−Ｆ　ｅ　合金（スーパーインバー）、ステンレス
系インバー合金である５４％Ｃｏ−１０％Ｃｒ−Ｆｅ合
金等が知られている。また、上記以外にもＮ１−Ｃｏ−
Ｏｒ−Ｆｅ系の合金において特定組成範囲で低熱膨張特
性が得られることが知られている。

以上のインバー型合金は、熱膨張特性の面からは精密機
械、機器部品の要求特性を満足するが。

耐摩耗性、あるいは機械的強度が不足するという問題点
があった。

耐摩耗性等向上のためには、従来のインバー合金に炭化
物生成元素を添加することも考えられるが、低熱膨張特
性を著しく害する結果となる。

以上に対し、Ｎｉ　（あるいはＮｉとＣｏ）の含有量を
特定な範囲に規制することにより、炭化物生成元素を添
加しても低熱膨張特性が維持されること、具体的には、
Ｎ　ｉ　２６．５−２８．５％、　Ｃｏ　１３−１５％
、　ＣｒＯ，Ｓ−ｔ％、Ｇ　Ｏ，４５−０，５５％、Ｖ
　Ｏ，４−０，６％、　Ｍｏ　Ｏ，８−１，２％、　Ｍ
ｎ　０．３％以下、ＳＬｏ、３％以下、残部実質的にＦ
ｅからなる鋳造合金が特開昭５０−３０７２８号に、ま
た同様な合金が特開昭５５−１２２８５５号、同５５−
１２８５６５号等に開示されている。

またニッケルー鉄系低熱膨張鋳鉄中に黒鉛を析出させて
、低熱膨張特性と耐摩耗性等とを兼備させることが種々
提案されている（例えば、精密工学会誌、第５１巻第５
号別刷「鉄−ニッケル合金」昭和６０年５月５日発行、
特開昭６２−２８４０３８号、同６２−２８４０３９号
等）。

〔発明が解決しようとする課題〕

しかし上記の低熱膨張鋳鉄は鋳物であり、結晶粒が大き
く、組織が粗いため、熱膨張特性は滴定しても、耐摩耗
特性および強度において不十分であり、−層の改善が望
まれていた。

本発明は、低熱膨張特性とすぐれた耐摩耗性および強度
を有する耐摩耗低熱膨張合金を提供するものである。

［ｉｌに厘を解決するための手段〕 本発明者は、炭化物を分散させることによりインバー合
金の耐摩耗性を向上することを検討した。

ここで問題となるのは、前述の如く炭化物生成元素が基
地中に固溶すると低熱膨張特性が害されることである。

しかしこの一方、炭化物形成元素が基地中に固溶せずに
炭化物として合金中に存在した場合には低熱膨張特性を
維持することができる。

本発明者は１以上の点につき種々検討したところ、炭化
物生成自由エネルギーが低い、すなわち炭化物を作りや
すい炭化物生成元素であれば基地中に固溶するよりも優
先的に炭化物を形成し、基地の低熱膨張特性を維持でき
ることを知見した。

本発明は以上の知見に基づいてなされたもので。

インバー合金からなる基地合金相に、ＮｂＣ，ＴａＣｔ
　Ｔ　ｘ　Ｃｙ　Ｚ　ｒ　Ｃ＋　Ｈｆ　Ｃの１種又は２
種以上のＭＣ型炭化物が均一微細に分散していることを
特徴とする耐摩耗低熱膨張焼結合金である。

以下１本発明の詳細な説明する。

本発明合金に分散される炭化物は、ＮｂＣ。

ＴａＣｒＴｉｃｔＺｒＣｔＨｆＣの１種又は２種以上か
ら選択される。これはＮｂ、　Ｔａ、　Ｔｉ、　Ｚｒ、
　Ｈｆが他の炭化物生成元素として知られるＶ、Ｃｒ等
に比べて炭化物生成自由エネルギーが小さく、低熱膨張
特性に悪影響を与えないからである。

上記炭化物生成元素のなかでもＮｂは、炭化物が生成し
やすいこと、炭化物自体の熱膨張係数が小さいこと、お
よび炭化物が基地に固溶しにくいことから１本発明合金
の炭化物形成元素としてもっとも望ましい。

基地中に分散される炭化物の含有量は、多すぎると材料
が脆化し加工が難しくなり、少なすぎると耐摩耗性が不
十分となる。以上を考慮した場合、体積雲で２−１０％
とすることが望ましい。

また、炭化物の大きさは小さいほど耐摩耗性、強度向上
に望ましく、平均粒径を５μＩ以下とすることが望まし
い。

なお、上記のような炭化物生成自由エネルギーが小さい
炭化物生成元素を用いた場合でも微量が基地中に固溶す
ることは不可避であり、本発明は基地中に全く炭化物生
成元素が固溶していないことを意味するものでない。し
かし炭化物形成元素は極力基地に固溶させずに、炭化物
として分散させることが肝要である。

基地となるインバー合金としては、従来から公知のイン
バー合金を広く適用することができる。

特に好適な合金としては。

（１）重量％でＮｉ　３２〜３９％、残部実質的にＦｅ
からなる合金、 （２）重量％でＮｉ　２９−３８％、　Ｃｏ　１０％以
下、残部実質的にＦｅからなる合金、 （３）重量％でＣｏ　５４−５９％、Ｃｒ　８−１１％
以下、残部実質的にＦｅからなる合金、 が掲げられる。以上の合金に本発明で採用する炭化物を
分散させれば、熱膨張係数を４Ｘ１０’／’Ｃ以下と精
密機械、機器として十分な熱膨張特性を得ることができ
る。

（１）の合金においては、３６％Ｎｉ−Ｆｅ、また（２
）の合金においては、３１％Ｎｉ−５％Ｃｏ−Ｆｅにな
るように成分配合を行なうと、最も熱膨張係数を小さく
することができる。（３）の合金は耐食性を要求される
用途に有効である。

なお、（１）〜（３）の合金の組成を限定する理由は。

いずれも上記範囲外だと所望する低熱膨張特性を満足す
ることができなくなるからである。

また、合金の加工特性を向上させる目的でＭ　ｎ。

Ｓｌ、Ｓｅ、Ｍｏを少量基地に固溶させることは低熱膨
張特性を満足する範囲内で許容される。

以上よりなる本発明合金は、所定組成の合金溶湯から得
られた予備合金粉末を加圧焼結することによって製造す
るのが最も適している。

すなわち、いわゆる溶製法、あるいはインバー合金粉末
と炭化物粉末とを混合した後加圧焼結する方法によって
も本発明と同等組成の合金を製造することは可能である
が１両者共に基地に分散される炭化物を十分に微細化す
ることができないのに対し、ガスアトマイズ法等によれ
ば極めて微細均一な炭化物が分散した予備合金粉末が得
られ、これを焼結した合金の炭化物形態も極めて均一微
細となるからである。

以下、具体的に本発明合金の製造方法を説明する。

まず、インバー型合金からなる基地中にＭＣ型炭化物（
具体的にはＮｂＣ，ＴａＣ，ＴｉＣ，ＺｒＣ，ＨｆＣの
１種又は２種以上）が均一微細に分散された予備合金粉
末が準備される。

この予備合金粉末は、所定組成の合金溶湯を急冷凝固処
理することによって製造される。

炭化物の平均粒径を５μｍ以下とするためには。

合金溶湯を１０３℃／ｓｅｅ以上の冷却速度を有する急
冷凝固処理方法を適用する必要がある。

これに該当する急冷凝固処理の方法としては、不活性ガ
スアトマイズ法、水アトマイズ法１回転ロール法等、従
来から広く知られた金属粉末製造方法が掲げられる。

以上の急冷凝固処理により得られた合金粉末のうちでも
微粒のものを使用することが望まれる。

これは、微粒なほど凝固冷却速度が速くなり炭化物粒径
が微細になっているからである。

本発明者の検討によると、１００ｍｅｓｈ以下であれば
十分微細な炭化物粒径の合金を得ることができる。

次に加圧焼結の方法としては、熱間静水圧プレス（ＨＩ
　Ｐ）、ホットプレス、熱間バック圧延、熱間バック鍛
造等が適用できる。これらのうちでは、ＨＩＰが焼結密
度等の観点から最も望ましい６ＨＩＰの場合、ガス圧５
００気圧以上、加熱温度１０００〜１３００℃の条件で
実施されるが、具体的条件は合金組成等によって設定さ
れるべきであることは言うまでもない。

また、ＨＩＰ終了後に更に熱間鍛造、圧延等の熱間加工
を施してもよい。

〔実施例〕

以下、本発明を実施例に基づき説明する。

実施例１ 本実施例は、基地合金相＆３６％Ｎｉ−Ｆｅ合金とし、
炭化物としてＮｂＣを選択しその量を変化させたもので
ある。

第１表に示す成分の合金粉末（試料（１）〜（４））を
ガスアトマイズ法により製造した。炭化物生成元素（Ｎ
ｂ）と炭素量は、合金中でＭＣ型炭化物として存在する
よう化学量論的に決められた量を基準とした。

得られた合金粉末は、１００ｍｅｓｈ以下に分級し、カ
プセルに充填後、１１００℃、　ｌ０ＱＯ気圧で熱間静
水圧プレスし圧密化した。この焼結体を、ｔ　ｔｏｏ℃
の温度で熱間鍛造した後、試験片を切り出し、熱膨張係
数、強度、耐摩耗性、ミクロ組織を調べた。

各特性値を第３表に示す。

第１図Ａに試料（１）、Ｂに試料（２）の光学顕微鏡に
よるミクロ組織写真（倍率４００倍）、第２図Ａに試料
（１）、　Ｂに試料（２）の走査型電子顕微鏡によるミ
クロ組織写真（倍率１０００倍）を示すが、平均粒径お
よそＩμＩのＮｂＣが基地に均一に分散していることが
確認できた。

比較材として第２表に示している、インゴットを鍛造し
て製造した３６Ｎｉ−Ｆｅ合金（試料（５））、本発明
の合金（試料（２））と同組成であって溶製法による合
金（試料（６））、および黒鉛を析出分散させた３６Ｎ
ｉ−Ｆｅ合金の鋳造品（試料（７））を準備して同様の
評価を行ない１本発明合金との特性を比較した。

第３表 ×熱膨張率は２５〜１５０℃における値とする※摩耗特
性は、以下の条件で大越式摩耗試験を行なった時の比摩
耗量を示す。

試験機：大越式迅速摩耗試験機 相手材：　ＪＩＳ　ＳＫ４相当材（硬さＨＲＣ５６）摩
擦荷重：　６．８ｋｇ 摩擦距離：　４００ｍ 摩擦速度：　１．９６ｍ／ｓｅｅ 第３表に示す試料（１）−（４）より本発明合金は、炭
化物量が増加するに従い１強度、耐摩耗特性が向上する
傾向が見られるが、炭化物量が増加すると熱膨張係数も
高くなる傾向にある。また炭化物量が２ｖｏ１％より少
ないと、比較材としてあげた従来の材料をしのいだ強度
、耐摩耗特性が得られなくなるものと推測される。

熱膨張特性は、炭化物量の増加と共に熱膨張係数が増加
する傾向が見られるが、本発明合金では、いずれも熱膨
張係数が４Ｘ１０−’／’Ｃ以下の低熱膨張合金となっ
た。

本発明合金（２）と同じ狙い成分の合金を、インゴット
を鍛造して製造した試料（６）のミクロ組織を観察した
ところ、炭化物の大きさは、１０μｍ位の大きさで偏析
が見られた。この試料（６）の強度、耐摩耗特性は微小
炭化物が均一微細に分散した本発明合金（２）に比べは
るかに劣っている。

また、本発明合金は一般のインバー合金である試料（５
）に比べ、はるかに強度、耐摩耗性が向上しており、さ
らにインバー合金に球状黒鉛鋳鉄を分散させた合金であ
る試料（７）に比べても、低熱膨張特性、強度、耐摩耗
特性で優れている。

実施例２ 本実施例は、実施例１の試料（２）の合金をベースとし
、ＮｉまたはＣ含有量を変化させ、その影響を調査した
ものである。

第４表に用いた合金の化学組成等を示す。なお、製造方
法は実施例１と同様である。

第５表に実施例１と同様に各種特性を調査した結果を示
す。

第５表 ×摩耗特性は、以下の条件で大越式摩耗試験を行なった
時の比摩耗量を示す。

試験機：大越式迅速摩耗試験機 相手材：　ＪＩＳ　ＳＫＡ相当材（硬さＨＲＣ５６）摩
擦荷重：　６．８ｋｇ 摩擦距離：　４００ｍ 摩擦速度：　１．９６ｍ／ｓｅｅ 第５表の試料（８）ないしく１０）の結果より、ＮｂＣ
を５Ｖｏ１％分散させた本発明合金では、熱膨張係数が
４Ｘ１０”／’Ｃ以下という低熱膨張特性をを得るため
には基地の合金のＮｉ量をおよそ３６〜３９％の範囲と
する必要があると考えられる。

また、試料（１１）および（１２）の結果より、化学量
論的に計算されたＣ量よりＣ′ｈ＜０．２％少ない合金
（試料（１１））は、熱膨張係数が上昇する傾向にある
が、Ｃが０．２％多い合金（試料（１２））にはほぼ熱
膨張係数に変動がないと言える。

これは、Ｃ量が少ない合金においてはＮｂＣとしてＣと
結合できないＮｂが基地中に固溶し基地の低熱膨張特性
を害したためと考えられるのにだいし、Ｃ量が多い合金
においてはＮｂと結合できないＣが基地中に固溶するも
ののＣはＮｂと比較して熱膨張特性に害を与えないため
、０．２％程度の増量では熱膨張係数に変動がないもの
と考えられる。これは１通常のインバー合金が０．１％
程度のＣを含有していることからも推測される。

なお、基地中のＣが増加することにより機械的強度が増
加するため、機械的強度が要求される用途にはＣを化学
量論的量より増加させて対応すればよい。

実施例３ 本実施例は、実施例１および実施例２が炭化物としてＮ
ｂＣを用いたのに対し、ＨｆＣ等他の炭化物を用いたも
のである。

第６表に用いた合金の化学組成等を示す。なお。

製造方法は実施例１と同様である。

第７表に実施例１と同様に各種特性を調査した結果を示
す。

第７表より、Ｈｆ、Ｔａ、ＴｉまたはＺｒを炭化物元素
として用いた場合にも、Ｎｂを炭化物として用いたもの
と同等の特性が得られることがわかる。

第７表 Ｘ熱膨張率は２５−１５０℃における値とする×摩耗特
性は、以下の条件で大館式摩耗試験を行なった時の比摩
耗量を示す。

試験機：大館式迅速摩耗試験機 相手材：　ＪＩＳ　ＳＫ４相当材（硬さ［１ＲＣ５６）
摩擦荷重：　６．８ｋｇ 摩擦距離：　４００ｍ 摩擦速度：　１．９６ｍ／ｓｅｅ 実施例４ 本実施例は、実施例工ないし実施例３基地合金相として
３６　Ｎ　ｉ−Ｆ　ｅ合金を用いたのにだいし、その他
のインバー型合金を用いて評価したものである。

第８表に用いた合金の化学組成等を示す、なお、製造方
法は実施例１と同様である。

また、第９表に示す組成からなる合金を溶製法により得
て比較材とした。

第１０表に実施例１と同様に各種特性を調査した結果を
示す。

第１０表より１本発明合金は低熱膨張特性を大きく劣化
させること無く、従来の溶製法による合金に比べ耐摩耗
性、強度等を格段に向上させることができるのがわかる
。

第９表 Ｘ熱膨張率は２５〜１５０℃における値とする×摩耗特
性は、以下の条件で大館式摩耗試験を行なった時の比摩
耗量を示す。

試験機：大館式迅速摩耗試験機 相手材：　ＪＩＳ　ＳＫ４相当材（硬さ）ＩＲＣ５６）
摩擦荷重：　６．８ｋｇ 摩擦距離：　４００ｍ 摩擦速度：　１，９６ｍ／ｓｅｃ 〔発明の効果〕 以上説明のように、本発明合金は部品の熱膨張をきらう
精密機械などの分野において、従来、強度や耐摩耗特性
が不足するため低熱膨張合金を使用ではなかった可動部
品等に使用することができる。

本合金を使用することにより、精密機械の精度向上と寿
命向上が期待できる。

【図面の簡単な説明】

第１図Ａ、Ｂはそれぞれ実施例中の試料（１）および試
料（２）の光学顕微鏡による金属ミクロ組織写真（倍率
４００倍）、第２図Ａ、Ｂはそれぞれ実施例中の試料（
１）および試料（２）の走査型電子顕微鏡による金属ミ
クロ組織写真（倍率１０００倍）である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、インバー合金からなる基地合金相に、ＮｂＣ、Ｔａ
   Ｃ、ＴｉＣ、ＺｒＣ、ＨｆＣの１種又は２種以上のＭＣ
   型炭化物が均一微細に分散していることを特徴とする耐
   摩耗低熱膨張焼結合金。 ２、炭化物の平均粒径が５μｍ以下、炭化物量が体積％
   で２〜１０％である請求項１記載の耐摩耗低熱膨張焼結
   合金。 ３、基地合金相が、重量％でＮｉ３２〜３９％、残部実
   質的にＦｅからなる合金であり、室温から１５０℃まで
   の熱膨張係数が４×１０＾−＾６／℃以下である請求項
   １記載の耐摩耗低熱膨張焼結合金。 ４、基地合金相が、重量％でＮｉ２９〜３８％、Ｃｏ１
   ０％以下、残部実質的にＦｅからなる合金であり、室温
   から１５０℃までの熱膨張係数が４×１０＾−＾６℃以
   下である請求項１記載の耐摩耗低熱膨張焼結合金。 ５、基地合金相が、重量％でＣｏ５４〜５９％、Ｃｒ８
   〜１１％以下、残部実質的にＦｅからなる合金であり、
   室温から１５０℃までの熱膨張係数が４×１０＾−＾６
   ／℃以下である請求項１記載の耐摩耗低熱膨張焼結合金
   。 ６、請求項１乃至請求項４記載の耐摩耗低熱膨張焼結合
   金の製造方法であって、最終組成になるように調整され
   た合金溶湯から合金粉末を製造し、ついで合金粉末を加
   圧焼結することを特徴とする耐摩耗低熱膨張焼結合金の
   製造方法。 ７、合金粉末の製造が、１０＾３℃／ｓｅｃ以上の冷却
   速度を有する急冷凝固処理である請求項６記載の耐摩耗
   低熱膨張焼結合金の製造方法。 ８、加圧焼結が熱間静水圧プレス処理である請求項６記
   載の耐摩耗低熱膨張焼結合金の製造方法。 ９、熱間静水圧プレス処理後に熱間加工する請求項６記
   載の耐摩耗低熱膨張焼結合金の製造方法。