JPH0585272B2 - - Google Patents
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- JPH0585272B2 JPH0585272B2 JP60137489A JP13748985A JPH0585272B2 JP H0585272 B2 JPH0585272 B2 JP H0585272B2 JP 60137489 A JP60137489 A JP 60137489A JP 13748985 A JP13748985 A JP 13748985A JP H0585272 B2 JPH0585272 B2 JP H0585272B2
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- Japan
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- metal
- metal material
- forming
- composite layer
- ceramic particle
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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K26/00—Working by laser beam, e.g. welding, cutting or boring
- B23K26/34—Laser welding for purposes other than joining
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K26/00—Working by laser beam, e.g. welding, cutting or boring
- B23K26/20—Bonding
- B23K26/32—Bonding taking account of the properties of the material involved
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
- B23K2103/50—Inorganic materials other than metals or composite materials
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- Physics & Mathematics (AREA)
- Optics & Photonics (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Plasma & Fusion (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Laser Beam Processing (AREA)
- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
- Welding Or Cutting Using Electron Beams (AREA)
Description
産業上の利用分野
本発明は、金属材料の表面処理に係り、更に詳
細には金属材料の表面にセラミツク粒子分散金属
複合層を形成する方法に係る。 従来の技術 鋼の如き金属材料の耐摩耗性、耐熱性、耐食性
などを向上させる一つの手段として、それ自身高
強度且高硬度を有し耐熱性及び耐食性に優れたセ
ラミツク粒子を金属材料中に分散させ、これによ
りセラミツク粒子分散金属複合材料又は複合層を
形成することが有効であるこそとが知られてい
る。 かくしてセラミツク粒子を金属材料中に分散さ
せる方法としては、金属炭化物の如き固溶体を形
成する固溶体形成元素を含有する金属材料に対し
溶体化処理を行うことにより過飽和固溶体を形成
し、該過飽和固溶体を所定の温度に一定時間保持
することにより固溶体を時効析出させる析出硬化
法、ベース金属よりも酸素との反応性の高い金属
元素を含有する金属材料を酸化性雰囲気中にて所
定の温度に一定時間維持することにより、金属材
料の表面よりその内部へ酸素を拡散させて金属材
料の内部に於て前記元素を酸化させる内部酸化
法、分散されるべきセラミツク粉末とベース金属
粉末とを混合し、該混合粉末を圧縮成形し、該圧
縮成形体を高温度に加熱する粉末冶金法（焼結
法）、ベース金属の溶湯中に分散されるベきセラ
ミツク粉末を添加して撹拌し、かくして得られた
混合溶湯を鋳造するコンポキヤスト法などが従来
より知られている。 発明が解決しようとする問題点 上述の析出硬化法に於ては、ベース金属中に極
めて微細な分散粒子を分散させることが可能であ
り、分散粒子とベース金属との密着性に優れた複
合材料を得ることができるが、分散粒子の体積
率、大きさ等を適正に制御することが困難であ
り、また時効処理に際しては金属材料を所定の温
度に十数時間の如く長時間加熱維持しなければな
らず、金属材料全体に対し処理を行う必要がある
ため、セラミツク粒子分散金属複合層を低廉に且
能率よく形成することが困難であり、また特定の
表面にのみセラミツク粒子分散金属複合層を有す
る金属材料を製造することが困難である。 また内部酸化法に於ては、処理される金属材料
はベース金属よりも酸素との反応性の高い金属元
素を含有する金属材料でなければならず、金属材
料をその融点近傍の高温度に長時間加熱維持しな
ければならないため、金属材料の表面部に酸化物
系セラミツク粒子分散金属複合層を能率よく且低
廉に形成することが困難である。またこの方法に
於ては、酸化物系以外のセラミツク粒子をベース
金属中に分散させることが不可能であり、また酸
化物系セラミツク粒子の体積率、大きさ等を適正
に制御することが困難である。 また粉末冶金法に於ては、セラミツク粒子の体
積率、大きさ、形状等を比較的容易に制御するこ
とはできるが、金属材料の特定の表面部にのみセ
ラミツク粒子分散金属複合層を形成することが非
常に困難であり、従つて金属材料の特定の表面部
にセラミツク粒子分散金属複合層を容易に且低廉
に形成することが困難である。また気孔率が実質
的に零であるセラミツク粒子分散金属複合層やセ
ラミツク粒子とベース金属との密着性に優れたセ
ラミツク粒子分散金属複合層を形成することが非
常に困難である。 更にコンポキヤスト法に於ては、セラミツク粒
子分散金属複合材料よりなる鋳物を容易に製造す
ることはできるが、金属材料の特定の表面部にの
みセラミツク粒子分散金属複合層を形成すること
が非常に困難であり、セラミツク粒子が均一に分
散された複合層を形成することが困難であり、ま
た複合層中のセラミツク粒子の体積率を適正に制
御することが非常に困難である。 本発明は、金属材料中にセラミツク粒子を分散
させる従来の方法に於ける上述の如き問題に鑑
み、酸化物系、窒化物系、炭化物系など任意のセ
ラミツク粒子が所望の体積率にて均一に分散され
たセラミツク粒子分散金属複合層を金属材料の所
望の表面に容易に形成することのできる方法を提
供することを目的としている。 問題点を解決するための手段 上述の如き目的は、本発明によれば、金属材料
の主たる構成元素よりも酸素との反応性の高い金
属元素の粉末を前記金属材料の表面に配置し、前
記粉末及び前記金属材料の表面層を高密度エネル
ギ源にて加熱して溶融させることにより前記反応
性の高い金属を前記金属材料の表面層中に分散さ
せ、前記表面層を酸化性ガス雰囲気中にて加熱す
るセラミツク粒子分散金属複合層の形成方法、金
属材料の主たる構成元素よりも窒素との反応性の
高い金属元素の粉末を前記金属材料の表面に配置
し、前記粉末及び前記金属材料の表面層を高密度
エネルギ源にて加熱して溶融させることにより前
記反応性の高い金属を前記金属材料の表面層中に
分散させ、前記表面層を窒化性ガス雰囲気中にて
加熱するセラミツク粒子分散金属複合層の形成方
法、及び金属材料の主たる構成元素よりも炭素と
の反応性の高い金属元素の粉末を前記金属材料の
表面に配置し、前記粉末及び前記金属材料の表面
層を高密度エネルギ源にて加熱して溶融させるこ
とにより前記反応性の高い金属を前記金属材料の
表面層中に分散させ、前記表面層を炭化性ガス雰
囲気中にて加熱するセラミツク粒子分散金属複合
層の形成方法によつて達成される。 発明の作用及び効果 本発明の方法によれば、金属材料の主たる構成
元素よりも酸素、窒素、又は炭素との反応性の高
い金属元素の粉末が金属材料の表面に配置され、
該金属粉末及び金属材料の表面層が高密度エネル
ギ源にて局部的に高温度に加熱されることにより
溶融（半溶融状態を含む）され、反応性の高い金
属が金属材料の表面層中に分散され、しかる後金
属材料の表面層がそれぞれ酸化性ガス雰囲気、窒
化性ガス雰囲気、炭化性ガス雰囲気中にて加熱さ
れることにより、前記分散された反応性の高い金
属がそれぞれ酸化され、窒化され、又は炭化さ
れ、これにより前記金属の酸化物、窒化物、又は
炭化物、即ち酸化物系、窒化物系、又は炭化物系
のセラミツクが分散状態にて形成されるので、所
定量及び所定の大きさの金属粉末を使用すること
により、実質的に所望の種類及び大きさのセラミ
ツク粒子が金属材料を構成する金属又はそれと反
応性の高い金属との合金よりなるマトリツクス金
属中に所望の体積率にて均一に分散された複合層
を金属材料の特定の表面に容易に形成することが
でき、またこの場合金属材料の表面部も部分的に
溶融されるので、金属材料との一体性に優れた複
合層を形成することができる。 更に本発明の方法によれば、内部酸化法の如く
分散されるセラミツク粒子が酸化物系セラミツク
粒子に限定されることはなく、また金属材料の主
たる構成元素との関連に於て反応性の高い金属元
素を適宜に選定することにより、セラミツク粒子
分散による耐摩耗性等の性質の向上に加えて、複
合層のマトリツクス金属の組成によつても耐食性
等の性質の向上を図ることができる。 本発明の方法の一つの詳細な特徴によれば、高
密度エネルギ源にて溶融された金属粉末及び金属
材料の表面層は主として金属材料の主要部、即ち
その表面層以外の部分による吸熱により急冷され
る。かかる方法によれば、溶融された金属粉末及
び金属材料の表面層を冷却するための特別な冷却
装置は不要である。 本発明の方法の他の一つの詳細な特徴によれ
ば、金属粉末及び金属材料の表面層を高密度エネ
ルギ源にて加熱して溶融させる過程は不活性雰囲
気中にて行われる。かかる方法によれば、金属粉
末等が酸化されて複合層のマトリツクス金属が酸
化されるなどの不具合の発生を回避することがで
きる。この場合不活性雰囲気は溶接の場合の如く
フラツクスにて創成されてもよいが、確実性、ス
ラグ巻込みの回避、及び作業性等の点からアルゴ
ン、ヘリウの如き不活性ガス雰囲気又は真空雰囲
気であることが好ましい。 また本発明の方法に於ける高密度エネルギ源は
レーザ、TIGアーク、電子ビームであつてよい
が、レーザは金属粉末や金属材料の電気抵抗が比
較的高い場合にも適用可能であり、また焦点調整
により金属粉末及び金属材料の表面層に対する加
熱範囲の大きさを比較的容易に調整し得る点に於
て他の高密度エネルギ源よりも優れており、TIG
アーク及び電子ビームは金属粉末等が溶融される
とその溶融金属が電磁撹拌作用により撹拌される
点に於てレーザよりも優れている。また電子ビー
ムの雰囲気は一般に真空雰囲気でなければならな
いのに対し、レーザ及びTIGアークの雰囲気は不
活性ガス雰囲気であつてよいので、所定の雰囲気
を創成し維持するのに必要な装置や作業能率の点
からはレーザ及びTIGアークが好ましく、電子ビ
ームは加熱領域が非常に小さく且溶け込み深さを
大きくし得るので、かかる特徴を必要とする場合
には他の高密度エネルギ源よりも優れている。従
つて本発明の方法の更に他の一つの詳細な特徴に
よれば、金属粉末の種類、形成されるベき複合層
の形状、面積、厚さ等に応じて高密度エネルギ源
としてレーザ、TIGアーク、電子ビームが適宜に
使い分けられる。 また本発明の方法に於て金属材料の表面層を所
定の雰囲気中にて加熱する際の雰囲気ガスは、酸
化性ガス、窒化性ガス又は炭化性ガスと不活性ガ
スとの混合ガスである。例えば酸化性ガスは酸素
とアルゴンの如き不活性ガスとの混合ガスであ
り、窒化性ガスはアンモニアと窒素の如き不活性
ガスとの混合ガスであり、炭化性ガスは一酸化炭
素と二酸化炭素及び窒素の如き不活性ガスとの混
合ガスである。かかる方法によれば、金属材料の
表面層に分散された反応性の高い金属を酸化し、
窒化し、又は炭化させる度合を適正に制御するこ
とができる。またこの場合雰囲気ガスを形成する
物質はそれ自身ガスである必要はなく、所定の高
温度に加熱された場合に酸素、窒素、又は炭素の
原子状態にて解離し得る物質であれば固体物質で
あつてもよい。 尚本発明の方法に於ける金属粉末は単一種類の
金属粉末又は複数種類の金属粉末の混合粉末であ
つてよい。例えばFeよりも酸素との反応性の高
い金属としてはSi、Cr、Ti、Ｖ、Zr、Al、Mg、
Mo、Mn、Ta、Ｗなどがあり、Feよりも窒素と
の反応性の高い金属としてはSi、Cr、Ti、Zr、
Al、Mg、、Mo、Ta、などがあり、Feよりも炭
素との反応性の高い金属としてはSi、Cr、Ti、
Ｖ、Zr、Al、Mo、Mn、Ta、Nb、Ｗなどがあ
り、これらの金属元素の酸素、窒素、炭素との反
応式及び1500Kに於ける酸化物、窒化物、炭化物
生成時の標準自由エネルギの変化△G゜はそれぞ
れ下記の表１〜表３に示された通りであり、本発
明の方法に於ける反応性の高い金属元素は上述の
金属元素の何れかに選定されることが好ましく、
金属材料の主たる構成元素は上記金属元素以外の
金属元素であることが好ましい。
細には金属材料の表面にセラミツク粒子分散金属
複合層を形成する方法に係る。 従来の技術 鋼の如き金属材料の耐摩耗性、耐熱性、耐食性
などを向上させる一つの手段として、それ自身高
強度且高硬度を有し耐熱性及び耐食性に優れたセ
ラミツク粒子を金属材料中に分散させ、これによ
りセラミツク粒子分散金属複合材料又は複合層を
形成することが有効であるこそとが知られてい
る。 かくしてセラミツク粒子を金属材料中に分散さ
せる方法としては、金属炭化物の如き固溶体を形
成する固溶体形成元素を含有する金属材料に対し
溶体化処理を行うことにより過飽和固溶体を形成
し、該過飽和固溶体を所定の温度に一定時間保持
することにより固溶体を時効析出させる析出硬化
法、ベース金属よりも酸素との反応性の高い金属
元素を含有する金属材料を酸化性雰囲気中にて所
定の温度に一定時間維持することにより、金属材
料の表面よりその内部へ酸素を拡散させて金属材
料の内部に於て前記元素を酸化させる内部酸化
法、分散されるべきセラミツク粉末とベース金属
粉末とを混合し、該混合粉末を圧縮成形し、該圧
縮成形体を高温度に加熱する粉末冶金法（焼結
法）、ベース金属の溶湯中に分散されるベきセラ
ミツク粉末を添加して撹拌し、かくして得られた
混合溶湯を鋳造するコンポキヤスト法などが従来
より知られている。 発明が解決しようとする問題点 上述の析出硬化法に於ては、ベース金属中に極
めて微細な分散粒子を分散させることが可能であ
り、分散粒子とベース金属との密着性に優れた複
合材料を得ることができるが、分散粒子の体積
率、大きさ等を適正に制御することが困難であ
り、また時効処理に際しては金属材料を所定の温
度に十数時間の如く長時間加熱維持しなければな
らず、金属材料全体に対し処理を行う必要がある
ため、セラミツク粒子分散金属複合層を低廉に且
能率よく形成することが困難であり、また特定の
表面にのみセラミツク粒子分散金属複合層を有す
る金属材料を製造することが困難である。 また内部酸化法に於ては、処理される金属材料
はベース金属よりも酸素との反応性の高い金属元
素を含有する金属材料でなければならず、金属材
料をその融点近傍の高温度に長時間加熱維持しな
ければならないため、金属材料の表面部に酸化物
系セラミツク粒子分散金属複合層を能率よく且低
廉に形成することが困難である。またこの方法に
於ては、酸化物系以外のセラミツク粒子をベース
金属中に分散させることが不可能であり、また酸
化物系セラミツク粒子の体積率、大きさ等を適正
に制御することが困難である。 また粉末冶金法に於ては、セラミツク粒子の体
積率、大きさ、形状等を比較的容易に制御するこ
とはできるが、金属材料の特定の表面部にのみセ
ラミツク粒子分散金属複合層を形成することが非
常に困難であり、従つて金属材料の特定の表面部
にセラミツク粒子分散金属複合層を容易に且低廉
に形成することが困難である。また気孔率が実質
的に零であるセラミツク粒子分散金属複合層やセ
ラミツク粒子とベース金属との密着性に優れたセ
ラミツク粒子分散金属複合層を形成することが非
常に困難である。 更にコンポキヤスト法に於ては、セラミツク粒
子分散金属複合材料よりなる鋳物を容易に製造す
ることはできるが、金属材料の特定の表面部にの
みセラミツク粒子分散金属複合層を形成すること
が非常に困難であり、セラミツク粒子が均一に分
散された複合層を形成することが困難であり、ま
た複合層中のセラミツク粒子の体積率を適正に制
御することが非常に困難である。 本発明は、金属材料中にセラミツク粒子を分散
させる従来の方法に於ける上述の如き問題に鑑
み、酸化物系、窒化物系、炭化物系など任意のセ
ラミツク粒子が所望の体積率にて均一に分散され
たセラミツク粒子分散金属複合層を金属材料の所
望の表面に容易に形成することのできる方法を提
供することを目的としている。 問題点を解決するための手段 上述の如き目的は、本発明によれば、金属材料
の主たる構成元素よりも酸素との反応性の高い金
属元素の粉末を前記金属材料の表面に配置し、前
記粉末及び前記金属材料の表面層を高密度エネル
ギ源にて加熱して溶融させることにより前記反応
性の高い金属を前記金属材料の表面層中に分散さ
せ、前記表面層を酸化性ガス雰囲気中にて加熱す
るセラミツク粒子分散金属複合層の形成方法、金
属材料の主たる構成元素よりも窒素との反応性の
高い金属元素の粉末を前記金属材料の表面に配置
し、前記粉末及び前記金属材料の表面層を高密度
エネルギ源にて加熱して溶融させることにより前
記反応性の高い金属を前記金属材料の表面層中に
分散させ、前記表面層を窒化性ガス雰囲気中にて
加熱するセラミツク粒子分散金属複合層の形成方
法、及び金属材料の主たる構成元素よりも炭素と
の反応性の高い金属元素の粉末を前記金属材料の
表面に配置し、前記粉末及び前記金属材料の表面
層を高密度エネルギ源にて加熱して溶融させるこ
とにより前記反応性の高い金属を前記金属材料の
表面層中に分散させ、前記表面層を炭化性ガス雰
囲気中にて加熱するセラミツク粒子分散金属複合
層の形成方法によつて達成される。 発明の作用及び効果 本発明の方法によれば、金属材料の主たる構成
元素よりも酸素、窒素、又は炭素との反応性の高
い金属元素の粉末が金属材料の表面に配置され、
該金属粉末及び金属材料の表面層が高密度エネル
ギ源にて局部的に高温度に加熱されることにより
溶融（半溶融状態を含む）され、反応性の高い金
属が金属材料の表面層中に分散され、しかる後金
属材料の表面層がそれぞれ酸化性ガス雰囲気、窒
化性ガス雰囲気、炭化性ガス雰囲気中にて加熱さ
れることにより、前記分散された反応性の高い金
属がそれぞれ酸化され、窒化され、又は炭化さ
れ、これにより前記金属の酸化物、窒化物、又は
炭化物、即ち酸化物系、窒化物系、又は炭化物系
のセラミツクが分散状態にて形成されるので、所
定量及び所定の大きさの金属粉末を使用すること
により、実質的に所望の種類及び大きさのセラミ
ツク粒子が金属材料を構成する金属又はそれと反
応性の高い金属との合金よりなるマトリツクス金
属中に所望の体積率にて均一に分散された複合層
を金属材料の特定の表面に容易に形成することが
でき、またこの場合金属材料の表面部も部分的に
溶融されるので、金属材料との一体性に優れた複
合層を形成することができる。 更に本発明の方法によれば、内部酸化法の如く
分散されるセラミツク粒子が酸化物系セラミツク
粒子に限定されることはなく、また金属材料の主
たる構成元素との関連に於て反応性の高い金属元
素を適宜に選定することにより、セラミツク粒子
分散による耐摩耗性等の性質の向上に加えて、複
合層のマトリツクス金属の組成によつても耐食性
等の性質の向上を図ることができる。 本発明の方法の一つの詳細な特徴によれば、高
密度エネルギ源にて溶融された金属粉末及び金属
材料の表面層は主として金属材料の主要部、即ち
その表面層以外の部分による吸熱により急冷され
る。かかる方法によれば、溶融された金属粉末及
び金属材料の表面層を冷却するための特別な冷却
装置は不要である。 本発明の方法の他の一つの詳細な特徴によれ
ば、金属粉末及び金属材料の表面層を高密度エネ
ルギ源にて加熱して溶融させる過程は不活性雰囲
気中にて行われる。かかる方法によれば、金属粉
末等が酸化されて複合層のマトリツクス金属が酸
化されるなどの不具合の発生を回避することがで
きる。この場合不活性雰囲気は溶接の場合の如く
フラツクスにて創成されてもよいが、確実性、ス
ラグ巻込みの回避、及び作業性等の点からアルゴ
ン、ヘリウの如き不活性ガス雰囲気又は真空雰囲
気であることが好ましい。 また本発明の方法に於ける高密度エネルギ源は
レーザ、TIGアーク、電子ビームであつてよい
が、レーザは金属粉末や金属材料の電気抵抗が比
較的高い場合にも適用可能であり、また焦点調整
により金属粉末及び金属材料の表面層に対する加
熱範囲の大きさを比較的容易に調整し得る点に於
て他の高密度エネルギ源よりも優れており、TIG
アーク及び電子ビームは金属粉末等が溶融される
とその溶融金属が電磁撹拌作用により撹拌される
点に於てレーザよりも優れている。また電子ビー
ムの雰囲気は一般に真空雰囲気でなければならな
いのに対し、レーザ及びTIGアークの雰囲気は不
活性ガス雰囲気であつてよいので、所定の雰囲気
を創成し維持するのに必要な装置や作業能率の点
からはレーザ及びTIGアークが好ましく、電子ビ
ームは加熱領域が非常に小さく且溶け込み深さを
大きくし得るので、かかる特徴を必要とする場合
には他の高密度エネルギ源よりも優れている。従
つて本発明の方法の更に他の一つの詳細な特徴に
よれば、金属粉末の種類、形成されるベき複合層
の形状、面積、厚さ等に応じて高密度エネルギ源
としてレーザ、TIGアーク、電子ビームが適宜に
使い分けられる。 また本発明の方法に於て金属材料の表面層を所
定の雰囲気中にて加熱する際の雰囲気ガスは、酸
化性ガス、窒化性ガス又は炭化性ガスと不活性ガ
スとの混合ガスである。例えば酸化性ガスは酸素
とアルゴンの如き不活性ガスとの混合ガスであ
り、窒化性ガスはアンモニアと窒素の如き不活性
ガスとの混合ガスであり、炭化性ガスは一酸化炭
素と二酸化炭素及び窒素の如き不活性ガスとの混
合ガスである。かかる方法によれば、金属材料の
表面層に分散された反応性の高い金属を酸化し、
窒化し、又は炭化させる度合を適正に制御するこ
とができる。またこの場合雰囲気ガスを形成する
物質はそれ自身ガスである必要はなく、所定の高
温度に加熱された場合に酸素、窒素、又は炭素の
原子状態にて解離し得る物質であれば固体物質で
あつてもよい。 尚本発明の方法に於ける金属粉末は単一種類の
金属粉末又は複数種類の金属粉末の混合粉末であ
つてよい。例えばFeよりも酸素との反応性の高
い金属としてはSi、Cr、Ti、Ｖ、Zr、Al、Mg、
Mo、Mn、Ta、Ｗなどがあり、Feよりも窒素と
の反応性の高い金属としてはSi、Cr、Ti、Zr、
Al、Mg、、Mo、Ta、などがあり、Feよりも炭
素との反応性の高い金属としてはSi、Cr、Ti、
Ｖ、Zr、Al、Mo、Mn、Ta、Nb、Ｗなどがあ
り、これらの金属元素の酸素、窒素、炭素との反
応式及び1500Kに於ける酸化物、窒化物、炭化物
生成時の標準自由エネルギの変化△G゜はそれぞ
れ下記の表１〜表３に示された通りであり、本発
明の方法に於ける反応性の高い金属元素は上述の
金属元素の何れかに選定されることが好ましく、
金属材料の主たる構成元素は上記金属元素以外の
金属元素であることが好ましい。
【表】
【表】
【表】
【表】
また本願発明者らが行つた実験的研究の結果に
よれば、金属粉末及び金属材料の表面層を容易に
溶融させ、またかくして形成される合金層中に気
孔が発生することを防止するためには、金属粉末
の平均粒径は300μ以下、特に100μ以下であるこ
とが好ましい。 更に金属材料の表面に金属粉末を配置すること
は、金属材料の表面に混合粉末をただ単に層状に
予め配置することにより行われてもよく、また高
密度エネルギ源がレーザや電子ビームである場合
には高密度エネルギ源に対しその走査方向前方の
位置にて金属材料の表面に連続的に金属粉末を送
給することにより行われてもよいが、金属粉末の
飛散を防止しその歩留りを向上させるためには、
金属粉末の圧粉成形体を金属材料上に配置した
り、金属材料の表面に溝を形成し該溝内にて金属
粉末を圧粉成形したり、金属粉末にP.V.A.（ポリ
ビニルアルコール）の水溶液やセルロースとグリ
セリンとの混合液の如き粘結剤を添加してベース
トを形成し、該ベーストをヘラ塗り法やチユーブ
法にて金属材料の表面に付着させたり、形成され
るべき複合層の厚さが小さくてよい場合には、ア
クリル樹脂をシンナーにて溶解した溶媒の如き溶
媒中に金属粉末を分散させてスラリーを形成し、
該スラリーをはけ等による塗布、スプレー法、ド
ブ漬け法にて金属材料の表面に付着させることに
より行われてもよい。但しペーストやスラリーが
形成される場合には、ベーストやスラリーはそれ
らが乾燥されることにより形成される金属粉末層
の表面が酸化されたり、合金層の表面部に気孔等
が発生することがない温度範囲及び雰囲気中にて
十分に乾燥され、実質的に水分を含有しない状態
で高密度エネルギ源による加熱に付されることが
好ましい。 以下に添付の図を参照しつつ、本発明を実施例
について詳細に説明する。 実施例 １ 平均粒径50μのクロム粉末（純度99.5％）を用
意し、該クロム粉末中に粘結剤としてポリビニル
アルコールの５％水溶液を注入することにより、
水よりも粘性が高く粘土よりも粘性が低いペース
トを形成した。 次いで第１図に示されている如く、70×40×10
mmの寸法を有する工具鋼（JIS規格SKD61）製の
試験片１を用意し、その一方の70×40mmの表面上
にその長手方向に沿つて厚さ0.5mmの二枚のガイ
ド２及び３を互いに５mm隔置して平行に配置し、
それらのガイドの間にペースト４をへら塗り式に
充填することにより、試験片の前記表面の中央に
その長手方向に沿つて幅５mm、厚さ0.5mmの層状
にベーストを配置した。次いで図には示されてい
ないが試験片を乾燥炉内にて100℃に0.5時間維持
することによりペーストを十分乾燥させ、これに
より第２図に示されている如く気孔率が約40％で
あるクロム粉末層５を試験片１上に形成した。 次いで第３図に示されている如く、TIGトーチ
６の先端よりシールドガスとしてのアルゴンを放
出させ、これにより試験片上の溶融部をシールド
しつつ、クロム粉末層５の一端より他端までTIG
トーチ６を１パス走査させることにより、下記の
表４に示された条件にてクロム粉末層をTIGアー
ク７により局部的に加熱してクロム粉末及び試験
片の表面部を溶融させることにより、クロム粒子
が分散された鉄合金よりなる合金層８を形成し
た。尚この場合合金層及び加熱された試験片の表
面部は主として試験片の主要部によつて吸熱され
ることにより急冷された。 表４ 電流：120A 電圧：25V 極性：直流棒プラス 電極：タングステン 走査速度：3.0mm／sec アーク長さ：7.5mm アルゴンの流量：５／min 次いで第４図に示されている如く、試験片１を
反応容器９内の載置台１０上に配置し、試験片１
の周りにて載置台１０上に鉄粉末と酸化第二鉄粉
末との混合粉末１１を配置し、しかる後反応容器
９内をアルゴンと酸素との混合ガス（混合比９：
１）に置換した。次いで反応容器９内をその周り
に配設されたヒータ１２により1300℃に５時間加
熱し、これにより Fe2O3→2Fe＋３／2O2 ３／2O2→3O 2Cr＋3O→Cr2O3 の反応（上述の第二の式に於ける酸素は雰囲気ガ
ス中のガスによつても供給される）を行わせて合
金属中のクロム粒子を酸化せることにより、第５
図に示されている如く、酸化クロム粒子１３が分
散された鉄合金１４よりなる複合層１５を形成し
た。 上述の如く形成された複合層１５の幅は6.8mm
であり、最大厚さは1.9mmであつた。また試験片
の長手方向中央部の横断面を観察したところ、第
５図に解図的に示されている如く、複合層と試験
片のベース金属１６との間には熱影響部１７が存
在していたが、その幅は1.8〜2.0mm程度であつ
た。また複合層中の酸化クロム粒子の体積率は約
３％であり、複合層全体に亙り実質的に均一であ
り、酸化クロム粒子とマトリツクス金属としての
鉄合金との密着及び複合層と試験片との一体性も
良好であることが認められた。更に酸化クロム粒
子の平均粒径は約1μであつた。 第６図は複合層１５の長手方向中央部の横断面
の中央部の金属組織を800倍にて示す光学顕微鏡
写真である。図に於て、明灰色の地の部分はマト
リツクス金属としての鉄合金の部分であり、微細
な灰色の点状の部分は酸化クロム粒子である。こ
の第６図より、非常に微細且均一な大きさの酸化
クロム粒子がマトリツクス金属中に均一に分散さ
れており、気孔等の不良は全く発生していないこ
とが解る。 実施例 ２ 平均粒径44μのチタニウム粉末（純度99.0％）
を用意し、また実施例１に於て使用された試験片
と同一の寸法及び同一の材質の試験片を用意し
た。 次いで第７図に示されている如く、試験片１８
をレーザガン１９及び粉末供給ホツパ２０の下方
に配置し、粉末供給ホツパ内にチタニウム粉末２
１を装入し、レーザガン１９の先端よりアルゴン
を噴出させつつ粉末供給ホツパ２０内へキヤリア
ガスとしてのアルゴンを導入し、これにより試験
片１８の70×40mmの表面上の中央に長手方向にチ
タニウム粉末を連続的に送給し、その状態にて試
験片１８を図にて右方へ移動させることにより、
試験片１８の表面上にチタニウム粉末層２２を形
成しつつ該チタニウム粉末層２２をレーザにて照
射することにより、下記の表５に示された条件に
てチタニウム粉末をレーザにより局部的に加熱し
てチタニウム粉末及び試験片の表面部を溶融さ
せ、これによりチタニウム粒子が分散された鉄合
金よりなる合金属２４を形成した。尚この場合形
成された合金層及び加熱された試験片の表面部は
主として試験片の主要部によつて吸熱されること
により急冷された。 表５ パワー密度：210W／mm2 エネルギ密度：200J／mm2 走査速度：3.6mm／sec 次いで第８図に示されている如く試験片１８を
反応容器２５内の載置台２６上に配置し、反応容
器内より空気を排出させつつ反応容器内へ雰囲気
ガスとしてのアンモニアと窒素との混合ガス（混
合比２：３）を導入し、これにより反応容器内を
窒化雰囲気に置換した。次いで反応容器２５の周
りに配設されたヒータ２７により反応容器内を
1250℃に６時間加熱し、これにより NH3→１／2N2＋３／2H2 １／2N2→Ｎ Ti＋Ｎ→TiN の反応を行わせ、合金層中のチタニウム粒子を窒
化させることにより、窒化チタニウム粒子が分散
された鉄合金よりなる複合層２８を形成した。 上述の如く形成された複合層２８の幅は、5.8
mmであり、最大厚さは0.2mmであつた。また試験
片の長手方向中央部の横断面を観察したところ、
実施例１の場合と同様複合層と試験片のベース金
属との間には熱影響部が存在していたが、その幅
は0.8〜1.0mm程度であつた。また複合層中の窒化
チタニウム粒子の体積率は約５％であり、複合層
全体に亙り実質的に均一であり、窒化チタニウム
粒子とマトリツクス金属としての鉄合金との密着
及び複合層と試験片との一体性も良好であること
が認められた。更に窒化チタニウム粒子の平均粒
径は0.8μであつた。 第９図は複合層の長手方向中央部の横断面の中
央部の金属組織を800倍にて示す光学顕微鏡写真
である。図に於て、明灰色の地の部分はマトリツ
クス金属としての鉄合金の部分であり、黒色の点
状の部分は窒化チタニウム粒子である。この第８
図より、微細且均一な大きさの窒化チタニウム粒
子がマトリツクス金属中に実質的に均一に分散さ
れており、気孔等の不良は全く発生していないこ
とが解る。 実施例 ３ 平均粒径44μのチタニウム粉末（純度99.0％）
と平均粒径4μのタングステン粉末（純度95％）
とを均一に混合し、これによりこれらの粉末の重
量比が１：１である混合粉末を形成した。次いで
混合粉末中に粘結剤としてポリビニルアルコール
の５％水溶液を注入することにより、実施例１の
場合と同様の粘性のペーストを形成した。 次いで実施例１に於て使用された試験片と同一
寸法及び同一材質の試験片を用意し、実施例１の
場合と同一の要領にてその一方の70×40mmの表面
の中央にその長手方向に沿つて幅５mm、厚さ1.0
mmの層状にペーストを配置した。次いで実施例１
の場合と同一の条件にてペーストを十分乾燥させ
ることにより、第１０図に示されている如く、気
孔率が40％である混合粉末層２９を試験片３０上
に形成した。 次いで第１１図に示されている如くレーザガン
３１の先端よりアルゴンを放出させつつ混合粉末
２９の一端より他端までレーザガンを１パス走査
させることにより、下記の表６に示された条件に
て混合粉末層にレーザ３２を照射し、混合粉末層
を局部的に加熱して溶融させることにより、チタ
ニウム粒子及びタングステン粒子が分散された鉄
合金よりなる合金層３３を形成した。尚この場合
形成された合金層及び加熱された試験片の表面部
は主として試験片の主要部によつて吸熱されるこ
とにより急冷された。 表６ パワー密度：320W／mm2 エネルギ密度：220J／mm2 走査速度：4.0mm／sec アルゴンの流量：10／min 次いで実施例２の場合と同様、試験片を反応容
器内の載置台上に配置し、反応容器内の空気を排
気しつつ反応容器内へ一酸化炭素と二酸化炭素と
窒素との混合ガス（混合比２：３：５）を導入す
ることにより、反応容器内を炭化性ガス雰囲気に
置換し、反応容器の周りに配設されたヒータによ
り反応容器内を1300℃に８時間加熱し、これによ
り 2CO＋CO2→Ｃ＋2CO2 Ti＋Ｃ→TiC Ｗ＋Ｃ→WC の反応を行わせ、合金層中のチタニウム粒子及び
タングステン粒子をを炭化させることにより、炭
化チタニウム粒子及び炭化タングステン粒子が分
散された鉄合金よりなる複合層を形成した。 上述の如く形成された複合層の幅は6.0mmであ
り、最大厚さは1.8mmであつた。また試験片の中
央部の横断面を観察したところ、実施例１及び実
施例２の場合と同様、複合層と試験片のベース金
属との間には熱影響部が存在していたが、その幅
は0.8〜1.0mm程度であつた。また複合層中の炭化
チタニウム粒子及び炭化タングステン粒子の合計
の体積率は約10％であり、これらの粒子の分散状
態は複合層全体に亙り実質的に均一であり、炭化
チタニウム粒子及び炭化タングステン粒子とマト
リツクス金属としての鉄合金との密着及び複合層
と試験片との一体性も良好であることが認められ
た。更に炭化チタニウム粒子の平均粒径及び炭化
タングステン粒子の平均粒径は共に2μであつた。 第１２図は複合層の長手方向中央部の横断面の
中央部の金属組織を400倍にて示す光学顕微鏡写
真である。図に於て、明灰色の部分はマトリツク
ス金属としての鉄合金の部分であり、微細な黒色
粒状の部分は炭化チタニウム又は炭化タングステ
ンの粒子である。この第１４図より、非常に微細
で均一な大きさの炭化チタニウム粒子及び炭化タ
ングステン粒子がマトリツクス金属中に均一に分
散されており、気孔等の不良は全く発生していな
いことが解る。 以上に於ては本発明を特定の実施例について詳
細に説明したが、本発明はこれらの実施例に限定
されるものではなく、本発明の範囲内にて種々の
実施例が可能であることは当業者にとつて明らか
であろう。
よれば、金属粉末及び金属材料の表面層を容易に
溶融させ、またかくして形成される合金層中に気
孔が発生することを防止するためには、金属粉末
の平均粒径は300μ以下、特に100μ以下であるこ
とが好ましい。 更に金属材料の表面に金属粉末を配置すること
は、金属材料の表面に混合粉末をただ単に層状に
予め配置することにより行われてもよく、また高
密度エネルギ源がレーザや電子ビームである場合
には高密度エネルギ源に対しその走査方向前方の
位置にて金属材料の表面に連続的に金属粉末を送
給することにより行われてもよいが、金属粉末の
飛散を防止しその歩留りを向上させるためには、
金属粉末の圧粉成形体を金属材料上に配置した
り、金属材料の表面に溝を形成し該溝内にて金属
粉末を圧粉成形したり、金属粉末にP.V.A.（ポリ
ビニルアルコール）の水溶液やセルロースとグリ
セリンとの混合液の如き粘結剤を添加してベース
トを形成し、該ベーストをヘラ塗り法やチユーブ
法にて金属材料の表面に付着させたり、形成され
るべき複合層の厚さが小さくてよい場合には、ア
クリル樹脂をシンナーにて溶解した溶媒の如き溶
媒中に金属粉末を分散させてスラリーを形成し、
該スラリーをはけ等による塗布、スプレー法、ド
ブ漬け法にて金属材料の表面に付着させることに
より行われてもよい。但しペーストやスラリーが
形成される場合には、ベーストやスラリーはそれ
らが乾燥されることにより形成される金属粉末層
の表面が酸化されたり、合金層の表面部に気孔等
が発生することがない温度範囲及び雰囲気中にて
十分に乾燥され、実質的に水分を含有しない状態
で高密度エネルギ源による加熱に付されることが
好ましい。 以下に添付の図を参照しつつ、本発明を実施例
について詳細に説明する。 実施例 １ 平均粒径50μのクロム粉末（純度99.5％）を用
意し、該クロム粉末中に粘結剤としてポリビニル
アルコールの５％水溶液を注入することにより、
水よりも粘性が高く粘土よりも粘性が低いペース
トを形成した。 次いで第１図に示されている如く、70×40×10
mmの寸法を有する工具鋼（JIS規格SKD61）製の
試験片１を用意し、その一方の70×40mmの表面上
にその長手方向に沿つて厚さ0.5mmの二枚のガイ
ド２及び３を互いに５mm隔置して平行に配置し、
それらのガイドの間にペースト４をへら塗り式に
充填することにより、試験片の前記表面の中央に
その長手方向に沿つて幅５mm、厚さ0.5mmの層状
にベーストを配置した。次いで図には示されてい
ないが試験片を乾燥炉内にて100℃に0.5時間維持
することによりペーストを十分乾燥させ、これに
より第２図に示されている如く気孔率が約40％で
あるクロム粉末層５を試験片１上に形成した。 次いで第３図に示されている如く、TIGトーチ
６の先端よりシールドガスとしてのアルゴンを放
出させ、これにより試験片上の溶融部をシールド
しつつ、クロム粉末層５の一端より他端までTIG
トーチ６を１パス走査させることにより、下記の
表４に示された条件にてクロム粉末層をTIGアー
ク７により局部的に加熱してクロム粉末及び試験
片の表面部を溶融させることにより、クロム粒子
が分散された鉄合金よりなる合金層８を形成し
た。尚この場合合金層及び加熱された試験片の表
面部は主として試験片の主要部によつて吸熱され
ることにより急冷された。 表４ 電流：120A 電圧：25V 極性：直流棒プラス 電極：タングステン 走査速度：3.0mm／sec アーク長さ：7.5mm アルゴンの流量：５／min 次いで第４図に示されている如く、試験片１を
反応容器９内の載置台１０上に配置し、試験片１
の周りにて載置台１０上に鉄粉末と酸化第二鉄粉
末との混合粉末１１を配置し、しかる後反応容器
９内をアルゴンと酸素との混合ガス（混合比９：
１）に置換した。次いで反応容器９内をその周り
に配設されたヒータ１２により1300℃に５時間加
熱し、これにより Fe2O3→2Fe＋３／2O2 ３／2O2→3O 2Cr＋3O→Cr2O3 の反応（上述の第二の式に於ける酸素は雰囲気ガ
ス中のガスによつても供給される）を行わせて合
金属中のクロム粒子を酸化せることにより、第５
図に示されている如く、酸化クロム粒子１３が分
散された鉄合金１４よりなる複合層１５を形成し
た。 上述の如く形成された複合層１５の幅は6.8mm
であり、最大厚さは1.9mmであつた。また試験片
の長手方向中央部の横断面を観察したところ、第
５図に解図的に示されている如く、複合層と試験
片のベース金属１６との間には熱影響部１７が存
在していたが、その幅は1.8〜2.0mm程度であつ
た。また複合層中の酸化クロム粒子の体積率は約
３％であり、複合層全体に亙り実質的に均一であ
り、酸化クロム粒子とマトリツクス金属としての
鉄合金との密着及び複合層と試験片との一体性も
良好であることが認められた。更に酸化クロム粒
子の平均粒径は約1μであつた。 第６図は複合層１５の長手方向中央部の横断面
の中央部の金属組織を800倍にて示す光学顕微鏡
写真である。図に於て、明灰色の地の部分はマト
リツクス金属としての鉄合金の部分であり、微細
な灰色の点状の部分は酸化クロム粒子である。こ
の第６図より、非常に微細且均一な大きさの酸化
クロム粒子がマトリツクス金属中に均一に分散さ
れており、気孔等の不良は全く発生していないこ
とが解る。 実施例 ２ 平均粒径44μのチタニウム粉末（純度99.0％）
を用意し、また実施例１に於て使用された試験片
と同一の寸法及び同一の材質の試験片を用意し
た。 次いで第７図に示されている如く、試験片１８
をレーザガン１９及び粉末供給ホツパ２０の下方
に配置し、粉末供給ホツパ内にチタニウム粉末２
１を装入し、レーザガン１９の先端よりアルゴン
を噴出させつつ粉末供給ホツパ２０内へキヤリア
ガスとしてのアルゴンを導入し、これにより試験
片１８の70×40mmの表面上の中央に長手方向にチ
タニウム粉末を連続的に送給し、その状態にて試
験片１８を図にて右方へ移動させることにより、
試験片１８の表面上にチタニウム粉末層２２を形
成しつつ該チタニウム粉末層２２をレーザにて照
射することにより、下記の表５に示された条件に
てチタニウム粉末をレーザにより局部的に加熱し
てチタニウム粉末及び試験片の表面部を溶融さ
せ、これによりチタニウム粒子が分散された鉄合
金よりなる合金属２４を形成した。尚この場合形
成された合金層及び加熱された試験片の表面部は
主として試験片の主要部によつて吸熱されること
により急冷された。 表５ パワー密度：210W／mm2 エネルギ密度：200J／mm2 走査速度：3.6mm／sec 次いで第８図に示されている如く試験片１８を
反応容器２５内の載置台２６上に配置し、反応容
器内より空気を排出させつつ反応容器内へ雰囲気
ガスとしてのアンモニアと窒素との混合ガス（混
合比２：３）を導入し、これにより反応容器内を
窒化雰囲気に置換した。次いで反応容器２５の周
りに配設されたヒータ２７により反応容器内を
1250℃に６時間加熱し、これにより NH3→１／2N2＋３／2H2 １／2N2→Ｎ Ti＋Ｎ→TiN の反応を行わせ、合金層中のチタニウム粒子を窒
化させることにより、窒化チタニウム粒子が分散
された鉄合金よりなる複合層２８を形成した。 上述の如く形成された複合層２８の幅は、5.8
mmであり、最大厚さは0.2mmであつた。また試験
片の長手方向中央部の横断面を観察したところ、
実施例１の場合と同様複合層と試験片のベース金
属との間には熱影響部が存在していたが、その幅
は0.8〜1.0mm程度であつた。また複合層中の窒化
チタニウム粒子の体積率は約５％であり、複合層
全体に亙り実質的に均一であり、窒化チタニウム
粒子とマトリツクス金属としての鉄合金との密着
及び複合層と試験片との一体性も良好であること
が認められた。更に窒化チタニウム粒子の平均粒
径は0.8μであつた。 第９図は複合層の長手方向中央部の横断面の中
央部の金属組織を800倍にて示す光学顕微鏡写真
である。図に於て、明灰色の地の部分はマトリツ
クス金属としての鉄合金の部分であり、黒色の点
状の部分は窒化チタニウム粒子である。この第８
図より、微細且均一な大きさの窒化チタニウム粒
子がマトリツクス金属中に実質的に均一に分散さ
れており、気孔等の不良は全く発生していないこ
とが解る。 実施例 ３ 平均粒径44μのチタニウム粉末（純度99.0％）
と平均粒径4μのタングステン粉末（純度95％）
とを均一に混合し、これによりこれらの粉末の重
量比が１：１である混合粉末を形成した。次いで
混合粉末中に粘結剤としてポリビニルアルコール
の５％水溶液を注入することにより、実施例１の
場合と同様の粘性のペーストを形成した。 次いで実施例１に於て使用された試験片と同一
寸法及び同一材質の試験片を用意し、実施例１の
場合と同一の要領にてその一方の70×40mmの表面
の中央にその長手方向に沿つて幅５mm、厚さ1.0
mmの層状にペーストを配置した。次いで実施例１
の場合と同一の条件にてペーストを十分乾燥させ
ることにより、第１０図に示されている如く、気
孔率が40％である混合粉末層２９を試験片３０上
に形成した。 次いで第１１図に示されている如くレーザガン
３１の先端よりアルゴンを放出させつつ混合粉末
２９の一端より他端までレーザガンを１パス走査
させることにより、下記の表６に示された条件に
て混合粉末層にレーザ３２を照射し、混合粉末層
を局部的に加熱して溶融させることにより、チタ
ニウム粒子及びタングステン粒子が分散された鉄
合金よりなる合金層３３を形成した。尚この場合
形成された合金層及び加熱された試験片の表面部
は主として試験片の主要部によつて吸熱されるこ
とにより急冷された。 表６ パワー密度：320W／mm2 エネルギ密度：220J／mm2 走査速度：4.0mm／sec アルゴンの流量：10／min 次いで実施例２の場合と同様、試験片を反応容
器内の載置台上に配置し、反応容器内の空気を排
気しつつ反応容器内へ一酸化炭素と二酸化炭素と
窒素との混合ガス（混合比２：３：５）を導入す
ることにより、反応容器内を炭化性ガス雰囲気に
置換し、反応容器の周りに配設されたヒータによ
り反応容器内を1300℃に８時間加熱し、これによ
り 2CO＋CO2→Ｃ＋2CO2 Ti＋Ｃ→TiC Ｗ＋Ｃ→WC の反応を行わせ、合金層中のチタニウム粒子及び
タングステン粒子をを炭化させることにより、炭
化チタニウム粒子及び炭化タングステン粒子が分
散された鉄合金よりなる複合層を形成した。 上述の如く形成された複合層の幅は6.0mmであ
り、最大厚さは1.8mmであつた。また試験片の中
央部の横断面を観察したところ、実施例１及び実
施例２の場合と同様、複合層と試験片のベース金
属との間には熱影響部が存在していたが、その幅
は0.8〜1.0mm程度であつた。また複合層中の炭化
チタニウム粒子及び炭化タングステン粒子の合計
の体積率は約10％であり、これらの粒子の分散状
態は複合層全体に亙り実質的に均一であり、炭化
チタニウム粒子及び炭化タングステン粒子とマト
リツクス金属としての鉄合金との密着及び複合層
と試験片との一体性も良好であることが認められ
た。更に炭化チタニウム粒子の平均粒径及び炭化
タングステン粒子の平均粒径は共に2μであつた。 第１２図は複合層の長手方向中央部の横断面の
中央部の金属組織を400倍にて示す光学顕微鏡写
真である。図に於て、明灰色の部分はマトリツク
ス金属としての鉄合金の部分であり、微細な黒色
粒状の部分は炭化チタニウム又は炭化タングステ
ンの粒子である。この第１４図より、非常に微細
で均一な大きさの炭化チタニウム粒子及び炭化タ
ングステン粒子がマトリツクス金属中に均一に分
散されており、気孔等の不良は全く発生していな
いことが解る。 以上に於ては本発明を特定の実施例について詳
細に説明したが、本発明はこれらの実施例に限定
されるものではなく、本発明の範囲内にて種々の
実施例が可能であることは当業者にとつて明らか
であろう。
第１図は試験片の表面にペーストを配置する要
領をペースト及びガイドの一部を破断して示す斜
視図、第２図は表面にクロム粉末層が形成された
試験片を示す斜視図、第３図は試験片上のクロム
粉末層をTIGアークにより溶融させて合金層を形
成する工程を示す解図、第４図は第３図に示され
た工程により試験片上に形成された合金層中のク
ロム粒子を酸化させる工程を示す断面図、第５図
は複合層が形成された試験片の長手方向の中央部
の横断面を示す解図的断面図、第６図は酸化クロ
ム粒子が分散された鉄合金よりなる複合層の横断
面の中央部の金属組織を800倍にて示す光学顕微
鏡写真、第７図は不活性雰囲気中にてレーザによ
りチタニウム粉末層を溶融して合金層を形成する
工程を示す解図、第８図は第７図の工程により形
成された合金層中のチタニウム粒子を窒化させる
工程を示す断面図、第９図は窒化チタニウム粒子
が分散された鉄合金よりなる複合層の横断面の中
央部の金属組織を800倍にて示す光学顕微鏡写真、
第１０図は表面に混合粉末層が形成された試験片
を示す斜視図、第１１図は不活性雰囲気中にてレ
ーザにより混合粉末層を溶融して合金層を形成す
る工程を示す解図、第１２図は炭化チタニウム粒
子及び炭化タングステン粒子が分散された鉄合金
よりなる複合層の横断面の中央部の金属組織を
400倍にて示す光学顕微鏡写真である。 １……試験片、２，３……ガイド、４……ペー
スト、５……クロム粉末層、６……TIGトーチ、
７……TIGアーク、８……合金層、９……反応容
器、１０……載置台、１１……混合粉末、１２…
…ヒータ、１３……酸化クロム粒子、１４……鉄
合金、１５……複合層、１６……ベース金属、１
７……熱影響部、１８……試験片、１９……レー
ザガン、２０……粉末供給ホツパ、２１……チタ
ニウム粉末、２２……チタニウム粉末層、２３…
…レーザ、２４……合金層、２５……反応容器、
２６……載置台、２７……ヒータ、２８……複合
層、２９……混合粉末層、３０……試験片、３１
……レーザガン、３２……レーザ、３３……合金
層。
領をペースト及びガイドの一部を破断して示す斜
視図、第２図は表面にクロム粉末層が形成された
試験片を示す斜視図、第３図は試験片上のクロム
粉末層をTIGアークにより溶融させて合金層を形
成する工程を示す解図、第４図は第３図に示され
た工程により試験片上に形成された合金層中のク
ロム粒子を酸化させる工程を示す断面図、第５図
は複合層が形成された試験片の長手方向の中央部
の横断面を示す解図的断面図、第６図は酸化クロ
ム粒子が分散された鉄合金よりなる複合層の横断
面の中央部の金属組織を800倍にて示す光学顕微
鏡写真、第７図は不活性雰囲気中にてレーザによ
りチタニウム粉末層を溶融して合金層を形成する
工程を示す解図、第８図は第７図の工程により形
成された合金層中のチタニウム粒子を窒化させる
工程を示す断面図、第９図は窒化チタニウム粒子
が分散された鉄合金よりなる複合層の横断面の中
央部の金属組織を800倍にて示す光学顕微鏡写真、
第１０図は表面に混合粉末層が形成された試験片
を示す斜視図、第１１図は不活性雰囲気中にてレ
ーザにより混合粉末層を溶融して合金層を形成す
る工程を示す解図、第１２図は炭化チタニウム粒
子及び炭化タングステン粒子が分散された鉄合金
よりなる複合層の横断面の中央部の金属組織を
400倍にて示す光学顕微鏡写真である。 １……試験片、２，３……ガイド、４……ペー
スト、５……クロム粉末層、６……TIGトーチ、
７……TIGアーク、８……合金層、９……反応容
器、１０……載置台、１１……混合粉末、１２…
…ヒータ、１３……酸化クロム粒子、１４……鉄
合金、１５……複合層、１６……ベース金属、１
７……熱影響部、１８……試験片、１９……レー
ザガン、２０……粉末供給ホツパ、２１……チタ
ニウム粉末、２２……チタニウム粉末層、２３…
…レーザ、２４……合金層、２５……反応容器、
２６……載置台、２７……ヒータ、２８……複合
層、２９……混合粉末層、３０……試験片、３１
……レーザガン、３２……レーザ、３３……合金
層。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 金属材料の主たる構成元素よりも酸素との反
応性の高い金属元素の粉末を前記金属材料の表面
に配置し、前記粉末及び前記金属材料の表面層を
高密度エネルギ源にて加熱して溶融させることに
より前記反応性の高い金属を前記金属材料の表面
層中に分散させ、前記表面層を酸化性ガス雰囲気
中にて加熱するセラミツク粒子分散金属複合層の
形成方法。 ２ 特許請求の範囲第１項のセラミツク粒子分散
金属複合層の形成方法に於て、前記溶融された粉
末及び前記金属材料の表面層は主として前記金属
材料の前記表面層以外の部分による吸熱により急
冷されることを特徴とするセラミツク粒子分散金
属複合層の形成方法。 ３ 特許請求の範囲第１項又は第２項のセラミツ
ク粒子分散金属複合層の形成方法に於て、前記粉
末及び前記金属材料の表面層を高密度エネルギ源
にて加熱して溶融させることにより前記反応性の
高い金属を前記金属材料の表面層中に分散させる
過程は不活性雰囲気中にて行われることを特徴と
するセラミツク粒子分散金属複合層の形成方法。 ４ 特許請求の範囲第１項乃至第３項の何れかの
セラミツク粒子分散金属複合層の形成方法に於
て、前記高密度エネルギ源はTIGアークであるこ
とを特徴とするセラミツク粒子分散金属複合層の
形成方法。 ５ 特許請求の範囲第１項乃至第４項の何れかの
セラミツク粒子分散金属複合層の形成方法に於
て、前記ガスは酸素と不活性ガスとの混合ガスで
あることを特徴とするセラミツク粒子分散金属複
合層の形成方法。 ６ 金属材料の主たる構成元素よりも窒素との反
応性の高い金属元素の粉末を前記金属材料の表面
に配置し、前記粉末及び前記金属材料の表面層を
高密度エネルギ源にて加熱して溶融させることに
より前記反応性の高い金属を前記金属材料の表面
層中に分散させ、前記表面層を窒化性ガス雰囲気
中にて加熱するセラミツク粒子分散金属複合層の
形成方法。 ７ 特許請求の範囲第６項のセラミツク粒子分散
金属複合層の形成方法に於て、前記溶融された粉
末及び前記金属材料の表面層は主として前記金属
材料の前記表面層以外の部分による吸熱により急
冷されることを特徴とするセラミツク粒子分散金
属複合層の形成方法。 ８ 特許請求の範囲第６項又は第７項のセラミツ
ク粒子分散金属複合層の形成方法に於て、前記粉
末及び前記金属材料の表面層を高密度エネルギ源
にて加熱して溶融させることにより前記反応性の
高い金属を前記金属材料の表面層中に分散させる
過程は不活性雰囲気中にて行われることを特徴と
するセラミツク粒子分散金属複合層の形成方法。 ９ 特許請求の範囲第６項乃至第８項の何れかの
セラミツク粒子分散金属複合層の形成方法に於
て、前記高密度エネルギ源はレーザであることを
特徴とするセラミツク粒子分散金属複合層の形成
方法。 １０ 特許請求の範囲第６項乃至第９項の何れか
のセラミツク粒子分散金属複合層の形成方法に於
て、前記ガスは窒素とアンモニアガスとの混合ガ
スであることを特徴とするセラミツク粒子分散金
属複合層の形成方法。 １１ 金属材料の主たる構成元素よりも炭素との
反応性の高い金属元素の粉末を前記金属材料の表
面に配置し、前記粉末及び前記金属材料の表面層
を高密度エネルギ源にて加熱して溶融させること
により前記反応性の高い金属を前記金属材料の表
面層中に分散させ、前記表面層を炭化性ガス雰囲
気中にて加熱するセラミツク粒子分散金属複合層
の形成方法。 １２ 特許請求の範囲第１１項のセラミツク粒子
分散金属複合層の形成方法に於て、前記溶融され
た粉末及び前記金属材料の表面層は主として前記
金属材料の前記表面層以外の部分による吸熱によ
り急冷されることを特徴とするセラミツク粒子分
散金属複合層の形成方法。 １３ 特許請求の範囲第１１項又は第１２項のセ
ラミツク粒子分散金属複合層の形成方法に於て、
前記粉末及び前記金属材料の表面層を高密度エネ
ルギ源にて加熱して溶融させることにより前記反
応性の高い金属を前記金属材料の表面層中に分散
させる過程は不活性雰囲気中にて行われることを
特徴とするセラミツク粒子分散金属複合層の形成
方法。 １４ 特許請求の範囲第１１項乃至第１３項の何
れかのセラミツク粒子分散金属複合層の形成方法
に於て、前記高密度エネルギ源はレーザであるこ
とを特徴とするセラミツク粒子分散金属複合層の
形成方法。 １５ 特許請求の範囲第１１項乃至第１４項の何
れかのセラミツク粒子分散金属複合層の形成方法
に於て、前記ガスは一酸化炭素と二酸化炭素と不
活性ガスとの混合ガスであることを特徴とするセ
ラミツク粒子分散金属複合層の形成方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60137489A JPS61296974A (ja) | 1985-06-24 | 1985-06-24 | セラミツク粒子分散金属複合層の形成方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60137489A JPS61296974A (ja) | 1985-06-24 | 1985-06-24 | セラミツク粒子分散金属複合層の形成方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61296974A JPS61296974A (ja) | 1986-12-27 |
| JPH0585272B2 true JPH0585272B2 (ja) | 1993-12-06 |
Family
ID=15199840
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60137489A Granted JPS61296974A (ja) | 1985-06-24 | 1985-06-24 | セラミツク粒子分散金属複合層の形成方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61296974A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0732957B2 (ja) * | 1989-06-01 | 1995-04-12 | エスエムシー株式会社 | 電子ビーム溶接面の表面処理方法 |
| JP6761596B2 (ja) * | 2016-07-29 | 2020-09-30 | 三菱マテリアル株式会社 | 複合材料からなる切削工具 |
-
1985
- 1985-06-24 JP JP60137489A patent/JPS61296974A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61296974A (ja) | 1986-12-27 |
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