專利名稱：用于高溫熱處理金屬成型件的支承構件及其制造方法
技術領域：
本發明涉及用于支承在高溫下熱處理金屬成型件的碳質支承構件，以及制造該支承構件的方法。
背景技術：
粉末冶金是一種壓實金屬粉末形成成型粉坯(粉末坯塊)并在高溫下熱處理該粉坯得到燒結成型金屬件的方法。因此，粉末冶金在規模生產率上好過其它制造方法，并且在產品產出率上大大優于其它制造方法，因而被廣泛地用作提供例如鋼制機械部件如汽車用凸輪和軸的方法。
已使用具有優異導熱性的輕碳質支承構件作為支承板(墊板，setter)用于在粉末冶金中支承要在還原或非氧化氣氛中燒結的這類成型金屬粉坯(如日本延遲公開專利申請(JP-A)8-198685中公開的)，或用于在以熔融玻璃密封電子零件中使用的金屬筒節的保持構件(如JP-A 5-319929中公開的)。除了承受反復加熱至800℃或更高并冷卻所需的耐熱沖擊性外，作為一項重要性質，還要求用于熱處理高溫加熱的金屬件的這類碳質支承構件不會滲碳(一種碳通過擴散滲透轉移到固體金屬中的現象)到高溫熱處理的金屬件中。這些要求在處理鐵(Fe)基金屬的金屬件時尤其強烈，鐵基金屬包括純鐵和主要包括鐵和促石墨化元素如鎳(Ni)、鈷(Co)、鋁(Al)和硅(Si)或其它合金元素的鐵合金。
例如，假定在金屬粉坯熱處理中發生的滲碳如下進行。眾所周知，碳(C)與鐵形成固溶體以提供熔化溫度顯著降低的鐵合金。因此，如果用于燒結金屬粉坯的墊板中的碳擴散到粉狀金屬中形成固溶體，就會降低金屬的熔點，導致金屬件熔化粘附到墊板上。如果金屬件一旦熔化粘附到碳質墊板上，就會增加金屬和碳之間的接觸面積，從而促進了滲碳，這樣就進一步降低了金屬的熔點，直至金屬件在極端情況下完全熔化。
為防止上述滲碳現象，已提出了一些建議。
例如，因為注意到不可石墨化的碳對抑制滲碳有效，提出了用熱固性樹脂作原料的碳化產物——玻璃狀碳(無定形碳，非晶形碳)制成的成型板(JP-A 10-67559)，和用不可石墨化的顆粒碳涂敷以熱固性樹脂后得到的壓力成型(模壓)煅燒制品(JP-A2002-154875)。但是，直到現在，使用這種不同于石墨的碳構造尚不能成功地提供足夠的抑制滲碳的作用。
與鐵相比，已知Ti、Nb、V、Ta、W、Mo、Cr、Mn等為與碳具有較強親和力的金屬元素，如果碳質墊板例如通過等離子火焰噴涂而涂敷有這些金屬元素的碳化物的膜，則可防止滲碳。但是，由于在經歷反復的加熱-冷卻循環時膜和碳質墊板基材之間的熱膨脹系數的差異，有涂膜的墊板易于造成涂膜從墊板上剝落。如果涂膜涂得較薄，可減輕涂膜的剝落，但在這種情況下，涂膜在使用中易于因磨損而失去。
還提出了幾個建議，即通過為碳質墊板表面涂敷陶瓷層來防止滲碳。例如，這些建議包括用鉻酸涂敷然后煅燒形成氧化鉻膜的方法(JP-A 2-212385)、在加熱下壓粘主要包括陶瓷粉末的紙狀板的方法(JP-A 8-198685)和等離子噴涂氧化釔(Y2O3)的方法(JP-A2000-509102、JP-A 2002-179485)。但是，由于與基材碳質板的熱膨脹系數不同，任何上面提出的這些陶瓷涂膜都不能承受反復加熱至高溫并冷卻的循環，因此只表現出有限的壽命。
發明內容
鑒于已知材料的上述問題，本發明的一個目的是提供一種用于金屬件的支承構件，尤其是一種用于粉末冶金中熱處理的墊板，其在粉末冶金和其它方法中金屬成型件的反復熱處理下不會出現涂膜或涂層的剝落，而且在即使1000℃或更高的溫度下也能有效地防止滲碳。
本發明的另一個目的是提供一種制造這種碳質支承構件的有效方法。
作為我們為實現上述目的的研究結果，我們發現，通過適當壓力成型和熱處理碳前驅體和某種陶瓷材料(盡管在一些情況下碳材料也歸類為陶瓷，但這里使用的陶瓷不包括碳材料)得到的碳-陶瓷復合制品能提供具有優異滲碳抑制作用的用于金屬件的支承構件，從而實現了本發明。
根據本發明，提供一種用于高溫熱處理金屬成型件的支承構件，該支承構件包括碳-陶瓷復合成型制品，該制品包括碳質基體和3-20wt％(重量％)的陶瓷顆粒，陶瓷顆粒均勻分散在碳質基體中并且部分暴露在碳-陶瓷復合成型制品的表面，所述碳-陶瓷復合成型制品的堆密度(體積重量)為1.2-1.6g/ml。
可通過以下方法制造本發明的這種用于金屬成型件的支承構件，該方法包括在壓力下成型細的碳前驅體和陶瓷顆粒的分散混合物以形成坯體，和在1000-2000℃熱處理該坯體以碳化該碳前驅體。
在下文中，主要結合作為支承構件代表性實施方式的粉末冶金中熱處理用的墊板更具體地描述用于高溫熱處理金屬成型件的支承構件的功用。
根據本發明的粉末冶金熱處理用墊板，不會出現在用陶瓷層涂敷碳板形成的傳統墊板中遇到的陶瓷層剝落的問題。兩種不同材料之間的剝落(剝離)與由(界面長度)×(熱膨脹系數的差)的乘積所決定的滑移距離成比例地引發，或者由與該滑移距離成比例的兩種材料間的滑移(或剪切)應力的大小引發。因此，在碳質材料基體和與涂敷陶瓷層相比與碳質基體具有極小的接合界面的陶瓷顆粒之間不會產生大到導致剝落的剪切應力。
根據本發明的粉末冶金熱處理用墊板表現出比僅包括碳板的墊板好的滲碳阻止效果，估計可能是因為陶瓷顆粒阻止了導致滲碳的碳和金屬成型件之間的接觸。此外，陶瓷顆粒分散于墊板整體(碳質基體)中。因此，即使墊板的表面層磨損，陶瓷顆粒仍能繼續暴露于墊板表面，從而減少了滲碳阻止效果的降低。
本發明的粉末冶金熱處理用墊板只包含3-20wt％的少量的陶瓷顆粒(如果考慮碳和陶瓷之間的比重差異，其相當于體積百分數的一半或以下)。因此，陶瓷顆粒的表面暴露比率非常低，但是陶瓷顆粒表現出良好的滲碳阻止效果。我們推定原因如下。
本發明的墊板為細的碳前驅體和陶瓷顆粒分散混合物的壓力成型坯體的碳化制品，其中，在碳化過程中部分碳前驅體因蒸發而失去，導致碳質基體收縮，這樣就在得到的墊板表面留下陶瓷顆粒的突出部分，從而即使相對少量的陶瓷顆粒也能有效抑制導致滲碳的碳和金屬件之間的接觸。為此，優選具有50-500μm的適當大的一次顆粒粒度(粒徑)的陶瓷顆粒，以便提供具有能支承金屬成型件重量的強度的突出部分。此外，表面陶瓷顆粒可伴隨著墊板的磨損和表面燒蝕而失去，但是由于燒損偏向于發生自碳質基體而不是陶瓷顆粒，因而可使陶瓷顆粒保持為突出部分。
考慮到滲碳機理，如下的另一推定是可能的。滲碳為一種碳溶解到金屬如鐵中的現象。例如，在將鐵基金屬粉坯置于碳質材料制成的墊板上并進行熱處理時，熱處理在1100-1200℃下進行。在這種情況下，滲碳如下進行。純鐵具有高于1150℃的熔點，但當碳通過滲碳擴散到鐵中時，熔點就降低到大約1150℃。由于滲碳發生在碳板和金屬成型件之間的接觸點，導致與碳板接觸的金屬部分具有較低的熔點，如果熱處理溫度超過1150℃，該金屬部分就熔化并粘附到碳板上。當金屬件的最低部分熔化時，金屬件由于其自身重力下沉，從而增大了與碳板的接觸部分并促進了滲碳，直至金屬件熔化掉。從上述解釋中可理解到，以下現象的循環促進了滲碳，該現象包括滲碳導致熔點降低、熔點降低導致金屬和碳之間的接觸部分增大和接觸部分增大導致滲碳反應面積增加。因此，可以推定如果滲碳一旦在碳和金屬之間的接觸點發生，滲碳就會由于上述循環中現象的連續發生而逐漸進行。
為抑制在碳板和金屬件之間接觸點的滲碳，認為可最有效的是切斷上述循環。在本發明的墊板中，以適當比例布置了難于與金屬反應的陶瓷顆粒，即使碳和金屬在局部彼此反應，也能由于與不會滲碳的陶瓷的接觸而抑制了金屬件下部的熔化造成的金屬件的下沉，從而明顯降低了碳到金屬件的供應速度，因而明顯抑制了滲碳。這是用于解釋本發明支承構件有效功能的另一個推定。
具體實施例方式
可通過混合細的碳前驅體和陶瓷顆粒、在壓力下成型(成型)得到的混合物形成坯體和在1000-2000℃熱處理該坯體來制備本發明的金屬件用支承構件尤其是粉末冶金中熱處理用墊板。下面的描述將主要結合作為高溫熱處理金屬件用支承構件的主要實施例的粉末冶金中熱處理用墊板來進行。
通過適當地熱處理煤或石油起源(石油系)瀝青、各種熱固性樹脂等，然后將其轉變為所需的細微形式來制備細的碳前驅體。細的碳前驅體可具有纖維或顆粒(包括球)形狀。為增強墊板強度可加入纖維狀碳前驅體。如果纖維長度太短，就不能獲得足夠的強度，而如果太長，墊板的成型變得困難。碳纖維前驅體可優選具有7-30μm的數平均纖維直徑和0.05-7mm、更優選為0.09-0.5mm的數平均纖維長度。此外，顆粒狀(包括球形)陶瓷顆粒可優選具有150μm-2mm、尤其為0.3-1mm的平均粒度(累積體積50％的直徑)。
通過熱處理將碳前驅體轉變為碳質材料(基體)。作為墊板主要成分的碳質基體的結構很大程度上取決于碳前驅體的結構。在本發明中，對通過熱處理碳前驅體形成的碳質基體的結構沒有特別限制，但可優選包括不可石墨化的碳，其在加熱和冷卻時分別導致各向同性的熱膨脹和收縮。
尤其優選用于本發明中的用來提供不可石墨化的碳質基體的碳前驅體的例子可如下制備。
即在加熱下將瀝青如石油瀝青或煤瀝青與添加劑混合，添加劑包括沸點為至少200℃的二或三芳香環的芳香族化合物或這類芳香族化合物的混合物，然后將混合物成型以得到成型瀝青制品。然后，通過使用對瀝青具有低溶解力和對添加劑有高溶解力的溶劑進行萃取而從成型瀝青制品中除去添加劑，以得到多孔瀝青制品，然后將該多孔瀝青制品氧化得到不熔性制品。在不熔化處理后或進行該處理的任何階段，使制品變細以得到細的不可石墨化的碳前驅體。上述芳香添加劑例如可包括選自萘、甲基萘、苯基萘、芐基萘、甲基蒽、菲和聯苯中的一種或選自其中的二種或多種的混合物。每100重量份瀝青中，添加劑的量可優選在30-70重量份的范圍內。
為實現均勻混合，瀝青和添加劑的混合可在加熱處于熔化狀態下進行。可優選將瀝青和添加劑的混合物成型為粒度為1mm或更小的顆粒。可在熔化狀態下進行成型，或例如通過冷卻后粉碎成型。
從瀝青和添加劑的混合物中除去添加劑的溶劑的合適例子可包括脂族烴，如丁烷、戊烷、己烷和庚烷；主要包括脂族烴的混合物如石腦油和煤油；和脂族醇如甲醇、乙醇、丙醇和丁醇。
利用這類溶劑從成型混合物制品中萃取添加劑，可在保持制品形狀的同時從成型制品中除去添加劑。此時在添加劑被除去的位置處形成孔，這樣就得到了均勻多孔瀝青制品。
然后使用氧化劑將如此得到的多孔瀝青制品進行氧化(不熔化)，以發展交聯結構，由此得到不可石墨化的碳前驅體。可在優選100-400℃的溫度進行氧化處理。氧化劑的例子可包括氧化氣體，如O2、O3、SO3、NO2，通過用例如空氣或氮氣稀釋這些氣體而形成的混合氣體，和空氣；和氧化液體，如硫酸、硝酸和過氧化氫水溶液。
在本發明中，可將按照上述方式生產的不可石墨化的碳前驅體和陶瓷顆粒混合，并將其壓實成前驅體坯體，可對該前驅體坯體在至少1000℃和至多2000℃的溫度下于非氧化氣氛中進行熱處理。但是，為了得到具有良好性能的粉末冶金熱處理用墊板，有必要優化前驅體坯體。如果前驅體坯體或成型體含有太多的揮發物(揮發分)，熱處理時的氣體析出變得過度，從而坯體內析出氣體的放出變得困難而導致墊板的破裂。另一方面，如果揮發物的量太少，則意味著粘合劑組分不足，熱處理時顆粒之間的附著就不充分，這樣就不會得到足夠強度的粉末冶金熱處理用墊板。前驅體坯體優選具有5-30wt％、更優選10-25wt％的揮發物含量。
為控制碳前驅體中的揮發物和粘合劑組分，優選混入另外的碳前驅體如瀝青或熱固性樹脂。尤其優選使用熱固性樹脂涂敷上述不可石墨化碳前驅體。為使陶瓷顆粒均勻附著到不可石墨化的碳前驅體的表面，特別優選同時實現用熱固性樹脂涂敷不可石墨化的碳前驅體表面和使陶瓷顆粒附著在不可石墨化的碳前驅體上。使用熱固性樹脂的涂敷為細的碳前驅體提供了細的碳前驅體不具有的室溫附著性和可壓力成型性，并且在煅燒時，熱固性樹脂本身被碳化從而填充了細的碳前驅體中的間隙或空隙，這樣就得到了與不可石墨化細的碳前驅體的碳化產物成一體的非石墨碳產物。在這種情況下，優選使用5-40重量份的熱固性樹脂涂敷95-60重量份的細的碳前驅體(規定碳前驅體總量為100重量份)。如果熱固性樹脂低于5重量份，則難于達到預定的熱固性樹脂添加效果，如果超過40重量份，煅燒時會析出太多的揮發物，導致坯體(或壓力成型制品)起泡，從而不易得到非石墨碳-陶瓷復合制品的規定形狀。在煅燒時，熱固性樹脂表現出碳化成非石墨碳的高百分比，并能與細的碳前驅體的碳化產物容易地形成良好的碳/碳復合物，因此優選熱固性樹脂而非熱塑性樹脂。細的碳前驅體和熱固性樹脂均能提供類似非石墨結構的碳化產物，因而在煅燒后能提供完全均勻——包括熱膨脹系數均勻和耐熱沖擊性優良——的非石墨碳材料。熱固性樹脂可優選至少部分為液體，其例子可包括酚醛樹脂、呋喃樹脂、不飽和聚酯樹脂和聚酰亞胺樹脂(前驅體)。在這些樹脂中，優選酚醛樹脂。在一種特別優選的實施方式中，首先用可溶型液體酚醛樹脂涂敷細的碳前驅體表面，然后再將酚醛清漆型(novolak-type)固體酚醛樹脂附著到上面。
為了阻礙墊板中的碳和金屬粉末坯體在燒結坯體的熱處理中接觸，在碳-陶瓷復合材料的墊板制品中加入陶瓷顆粒。因此，如果粉末冶金熱處理用墊板中的陶瓷顆粒的含量太小，阻礙金屬坯體和碳之間接觸的作用易于不足，而如果含量過大，粉末冶金熱處理用墊板制品易于導致強度降低或不理想。因此，粉末冶金熱處理用墊板可優選具有至少3wt％和至多20wt％的陶瓷顆粒。從抑制由反復熱處理時墊板的熱膨脹和收縮造成的破裂的角度出發，應優選在碳質基體中均勻分散陶瓷顆粒，同時使陶瓷顆粒的一部分暴露于墊板表面。
加入的陶瓷顆粒可包括任何類型的陶瓷，例如包括氧化物類型陶瓷和氮化物類型陶瓷，只要它們在粉末冶金的燒結溫度區域內難于與包括鐵或其氧化物的金屬反應即可。至于陶瓷顆粒的粒度，太小的粒度表現出抑制金屬件和支承構件中的碳之間的接觸的效果不足。太大的粒度導致碳和碳質基體之間接觸數量的降低，導致因碳質基體和陶瓷顆粒之間熱膨脹和收縮的差異引起的墊板的強度降低和破裂。因此，陶瓷顆粒可優選具有50-500μm、更優選80-300μm的平均粒度(累積50％體積的粒度)。還優選至少20wt％的陶瓷顆粒具有在上述平均粒度范圍內的粒度。某些類型的陶瓷顆粒，如有些類型的氧化鋁可通過一次顆粒的團聚或熔化粘附形成二次顆粒。在這種情況下，上述粒度在本發明中是指一次顆粒粒度。由于類似原因，本發明中使用的陶瓷顆粒可優選包括不會二次團聚的一次顆粒。即使陶瓷顆粒具有50μm或更大的二次顆粒粒度，它們也會由于與細的碳前驅體分散混合和壓力成型過程中施加的壓力或熱處理過程中由金屬件施加的載荷而將被減小為一次顆粒，從而不易表現出預定的粒度效果。有必要使陶瓷顆粒具有高于燒結金屬粉坯所需溫度的熔點，優選熔點為至少1300℃，更優選為至少1500℃。作為符合這種要求的陶瓷材料的例子，優選使用通過熔融氧化鋁基原料然后粉碎形成的氧化鋁或熔融氧化鋁顆粒。至于純度，氧化鋁顆粒可優選具有高氧化鋁純度，而且從避免雜質混入到金屬粉坯的角度出發，優選至少90wt％，更優選至少95wt％。
將細的碳前驅體和陶瓷顆粒混合并壓力成型形成坯體(即支承構件前體)。優選在室溫或在可達250℃的高溫和0.5-30MPa的壓力下進行壓摸。然后熱處理(煅燒)坯體或前體，以得到支承構件如墊板。如果煅燒溫度低于1000℃，作為坯體主要成分的碳前驅體的碳化易于不充分，而溫度超過2000℃時，易于促進加入的陶瓷顆粒和細的碳前驅體之間的反應，或可能超過陶瓷顆粒的熔點。煅燒溫度可優選為1000-1800℃，更優選為1200-1600℃。
根據X-射線衍射測定的平均層面間距為構成如此制造的支承構件的碳質材料結構的很好度量(指標)。更具體地說，構成本發明墊板的碳質材料可優選具有至少0.34nm的002平面層間距(d002)。如果支承構件特別是粉末冶金熱處理用墊板的重量較輕，則其操縱(裝卸)變得較容易，但如果太輕，墊板中的空隙易于較大，從而導致較低的強度。因此，本發明包含陶瓷顆粒的支承構件可優選具有1.2-1.6g/ml的堆密度。如果堆密度低于1.2g/ml，則難于達到足夠的強度。超過1.6g/ml時，墊板易于具有數量增加的與其上金屬成型件的接觸點。還優選地，支承構件特別是墊板具有至少15MPa的彎曲強度。
在下文中，將結合實施例和對比例更具體地描述本發明。這里包括以下實施例中描述的物理性能基于根據以下方法測定的值。
(1)碳質材料的平均層面間距(d002)將碳質材料粉狀樣品裝到鋁制樣品室內，并用單色CuKα射線(波長λ＝0.15418nm)通過石墨單色器輻照，以得到X-射線衍射圖形。通過重心法(即一種獲取衍射線重心位置以確定作為對應于該重心的2θ值的峰位的方法)確定衍射圖形的峰位，并用作為標準物質的高純度硅粉的(111)面的衍射峰校準。用下面所示的布拉格(Bragg)方程計算d002值。
d002＝λ/(2·sinθ) (布拉格方程)(2)揮發物含量按照JIS K2425(用于雜酚油、精制焦油和焦油瀝青的測試方法)中說明的固定碳含量測定方法，測定樣品在800℃時的固定碳含量，通過從樣品初始重量中減去固定碳含量來計算出揮發物含量。
(3)平均(一次)顆粒粒度將三滴分散劑(陽離子表面活性劑；“SN DISPERSANT 7347 C”，Sun Nopco Co.生產)加入到大約0.1g樣品中，以用分散劑潤濕樣品。然后，向樣品中加入30ml純水，并用超聲波洗滌器分散該混合物大約2分鐘，以形成一次顆粒分散液體，然后用粒度測定裝置(“MICROTRACK FRA-9220”，Nikkiso K.K.生產)測定其在0.1-1000μm粒度范圍內的粒度分布，由此得到50％累積體積的平均粒度。
(4)墊板中的陶瓷含量在空氣中以1000℃燃燒墊板樣品得到殘渣，被看作陶瓷重量的殘渣重量除以樣品重量而得到陶瓷含量。
(5)滲碳的評價將含鐵59wt％、石墨1wt％、鎳20wt％和鈷20wt％的粉末合金在100MPa壓力下壓力成型成直徑為20mm、厚度為5mm的圓盤形金屬粉坯。將這樣制備的金屬粉坯置于粉末冶金熱處理用碳質墊板樣品上，在氮氣氣氛中于1150℃或1200℃下保持1小時以燒結金屬粉坯。然后，觀察燒結制品和墊板的表面，以評價是否存在滲碳(即表面變粗糙或變色)。按照以下標準評價結果。
A未觀察到滲碳。
B在燒結制品和碳質墊板中的至少一個上觀察到滲碳。
C燒結金屬制品熔化并在墊板樣品上留下形狀對應于燒結制品的變形痕跡。
(實施例1)用6重量份可溶型液體酚醛樹脂(“RESITOP PL-4804”，Gun EiChemical Industry Co.，Ltd.生產)涂敷作為不可石墨化的碳前驅體的83重量份的平均粒度為0.62mm的球形不熔化處理的石油起源瀝青(“KH-1B”，Kureha Chemical Industry Co.，Ltd.生產；氧含量＝7.1％，固定碳含量＝72.1％，開孔比容＝約0.05g/ml)的表面。然后，將8重量份的酚醛清漆型固體酚醛樹脂(“PG-2411”，Gun EiChemical Industry Co.，Ltd.生產；平均粒度＝20-80μm)和3重量份的氧化鋁粉末(“ALUNDUM PARTICLES#80”，K.K.Nikkato生產，Al2O3含量＝至少99％，平均粒度＝200μm)附著到帶可溶涂層的碳前驅體顆粒上，以得到成型原料。將成型原料裝到平型模中并在5MPa壓力下和在170℃或以上成型15分鐘，形成大約7mm厚的板狀坯體。再在150℃下熱處理該板狀坯體24小時，以固化酚醛樹脂。將這樣處理的板狀坯體平放在石墨坩堝內，并與坩堝一起置于爐內，抽真空后，在1450℃下于氮氣流中熱處理(煅燒)1小時，得到尺寸為420mm×250mm×6mm的粉末冶金熱處理用墊板。墊板的堆密度為1.43g/ml。
作為上述滲碳評價的結果，這樣得到的碳-陶瓷復合材料墊板在1150℃和1200℃任一溫度下都沒有滲碳，并證實為用于在其上燒結金屬成型件的令人滿意的墊板。
墊板的組成和典型性能與下面描述的實施例和對比例中的那些一起匯總到下文出現的表1中。
(實施例2)按照與實施例1相同的方式制備粉末冶金熱處理用墊板，只是改變板狀坯體的原料組成如下81重量份球形不熔化處理的石油起源瀝青、6重量份可溶型液體酚醛樹脂、8重量份酚醛清漆型固體酚醛樹脂和5重量份氧化鋁粉末。
(實施例3)按照與實施例1相同的方式制備粉末冶金熱處理用墊板，只是改變板狀坯體的原料組成如下79重量份球形不熔化處理的石油起源瀝青、6重量份可溶型液體酚醛樹脂、8重量份酚醛清漆型固體酚醛樹脂和7重量份氧化鋁粉末。
(實施例4)按照與實施例1相同的方式制備粉末冶金熱處理用墊板，只是改變板狀坯體的原料組成如下76重量份球形不熔化處理的石油起源瀝青、6重量份可溶型液體酚醛樹脂、8重量份酚醛清漆型固體酚醛樹脂和10重量份氧化鋁粉末。
(對比例1)按照與實施例1相同的方式制備粉末冶金熱處理用墊板，只是改變板狀坯體的原料組成如下80重量份球形不熔化處理的石油起源瀝青、6重量份可溶型液體酚醛樹脂和14重量份酚醛清漆型固體酚醛樹脂，不用氧化鋁粉末。
(對比例2)通過將市售擠壓石墨材料(“PS-G12”，K.K.S.A.C生產)切割成尺寸為420mm×250mm×6mm的板來制備粉末冶金熱處理用墊板。
(參考例)按照與實施例2相同的方式制備粉末冶金熱處理用墊板，只是使用5重量份氧化鋁粉末(“A12”，Nippon Keikinzoku K.K.生產；氧化鋁含量＝至少99％，平均粒度＝1μm)代替5重量份氧化鋁粉末(“ALUNDUM PARTICLES #80”，K.K.Nikkato生產，Al2O3含量＝至少99％，平均粒度＝200μm)。
上述實施例、對比例和參考例中制備的墊板的組成和典型性能匯總到下面的表1中。
表1
如上所述，根據本發明，提供了一種支承構件，特別是能在高溫熱處理被支承的金屬成型件時有效防止被支承的金屬成型件滲碳的墊板，從而不會導致陶瓷涂敷的支承構件遇到的涂敷層剝落的問題。可通過簡單的方法制備這種支承構件，其中壓力成型細的碳前驅體和陶瓷顆粒的分散混合物，然后在1000-2000℃的溫度進行熱處理以碳化碳前驅體。
權利要求
1.一種用于高溫熱處理金屬成型件的支承構件，該支承構件包括碳-陶瓷復合成型制品，該制品包括碳質基體和3-20wt％的陶瓷顆粒，陶瓷顆粒均勻分散在碳質基體中并且部分暴露在碳-陶瓷復合成型制品的表面，所述碳-陶瓷復合成型制品的堆密度為1.2-1.6g/ml。
2.根據權利要求1的支承構件，其特征在于，陶瓷顆粒具有50-500μm的一次顆粒粒度。
3.根據權利要求1的支承構件，其特征在于，陶瓷顆粒包括氧化鋁純度為至少90wt％的熔融氧化鋁。
4.一種制造用于高溫熱處理金屬成型件的支承構件的方法，該方法包括在壓力下成型細的碳前驅體和陶瓷顆粒的混合物以形成坯體，和在1000-2000℃的溫度熱處理該坯體以碳化該碳前驅體。
5.根據權利要求4的方法，其特征在于，通過將陶瓷顆粒和熱固性樹脂一起分散地附著到細的碳前驅體的表面、然后在壓力下成型來形成細的碳前驅體和陶瓷顆粒的混合物。
6.根據權利要求5的方法，其特征在于，熱固性樹脂包括液體熱固性樹脂。
7.根據權利要求6的方法，其特征在于，首先用液體熱固性樹脂涂敷細的碳前驅體，然后將固體熱固性樹脂和陶瓷顆粒附著到細的碳前驅體上，然后在壓力下成型。
全文摘要
本發明涉及用于高溫熱處理金屬成型件的支承構件及其制造方法。用于高溫熱處理金屬成型件的碳質支承構件，特別是粉末冶金熱處理用墊板，形成為碳－陶瓷復合材料成型制品，其堆密度為1.2－1.6g/ml，并包括碳質基體和3－20wt％的陶瓷顆粒，陶瓷顆粒均勻分散在碳質基體中并且部分暴露在復合制品表面。在熱處理過程中支承構件能有效地阻止支承于其上的金屬成型件的滲碳，從而不會導致陶瓷涂敷的支承構件遇到的涂敷層剝落的問題。可通過壓力成型細的碳前驅體和陶瓷顆粒的粉末混合物、然后在1000－2000℃加熱以碳化細的碳前驅體來制備該支承構件。
文檔編號C04B35/52GK1572752SQ200410071410
公開日2005年2月2日 申請日期2004年6月18日 優先權日2003年6月18日
發明者園部直弘, 太田洋, 佐藤秀明, 大谷陽 申請人:吳羽化學工業株式會社