CN1683093A - 热加工用工具 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及表面具有保护膜的热加工用工具。保护膜含有粘结金属和在保护膜中的体积分率是 25％～70％的硬质颗粒，上述粘结金属为过渡金属和以过渡金属为主的合金。硬质颗粒包括在保护膜中的体积分率为5％～30％、粒径在20μm以下的微细硬质颗粒，和在保护膜中的体积分率为20％～60％、粒径在50μm以上的粗大硬质颗粒。因此，本发明的热加工用工具的耐磨损性优异。

Description

热加工用工具
技术领域
本发明涉及热加工用工具，具体而言，涉及金属热加工工艺中所用的热加工用工具。
背景技术
在以钢铁为代表的金属热加工工艺中，使用热加工用工具。热加工用工具是指例如制造无缝钢管的穿轧机中所使用的倾斜辊、导块、盘形辊、芯棒(plug)等。用于钢板、型钢、条钢热轧工艺中的导块等也属于热加工用工具。
由于这些热加工用工具与1273K～1523K的被加工材料接触或碰撞，所以承受了来自被加工材料的高负荷。因此，在热加工用工具的表面容易发生磨损、烧结，有些时候还会在表面产生龟裂与缺损。例如，当设置在穿轧机上的芯棒与被压延材料高温圆钢坯的轴心部位接触，会在圆钢坯上形成开孔。此时，芯棒表面承受着来自圆钢坯的滑动摩擦。由于该滑动摩擦，芯棒表面会产生不均匀磨损或发生烧结。
当热加工用工具表面产生大量磨损、或在表面发生烧结时，需要更换热加工用工具。总之，表面磨损与烧结将缩短热加工用工具的寿命。因此，热加工用工具的耐磨损措施及耐烧结措施是很重要的。
近年，在日本特开平3-207510号公报、特开平1-148405号公报、特开昭63-90307号公报及特开昭63-14849号公报中揭示了利用等离子体粉体堆焊法(Plasma Transferred Arc：PTA法)在热加工用工具表面形成保护膜(被膜，PTA堆焊层)的作为耐磨损与耐烧结措施的技术。PTA堆焊层，在Co基、Fe基等粘结金属(matrix metal)中含有WC、NbC等硬质颗粒。这些硬质颗粒使保护膜的耐磨损性与耐烧结性提高。因此，与现有的用作热加工用工具的高C-高Cr钢、SKD相当的钢等相比，提高具备PTA堆焊层的热加工用工具的寿命。
但是，热加工用工具的寿命有必要进一步得到延长。寿命愈长，热加工用工具的更换次数愈少。由此也减少了为更换而停止加工装置等的时间，提高了生产效率。另外，考虑到作业负荷，通常，工厂的操作人员等用于更换热加工用工具的更换次数越少越好。为延长热加工用工具的寿命，需要进一步提高耐磨损性。
发明内容
本发明的目的是提供耐磨损性优异的热加工用工具。
本发明人等对粘结金属中含有硬质颗粒的保护膜的磨损机理进行了研究。研究结果，本发明人等发现保护膜的磨损机理包括两个阶段。
参阅图1(a)，保护膜含有硬质颗粒与粘结金属。一些硬质颗粒露出在保护膜表面。保护膜与被加工材料接触时，露出的硬质颗粒和粘结金属与被加工材料接触，承受来自被加工材料的负荷。由于粘结金属具有比硬质颗粒低的强度和硬度，所以，与被加工材料接触的粘结金属的磨损多于硬质颗粒。粘结金属磨损越大，硬质颗粒承受的来自被加工材料的负荷也越大。粘结金属因磨损而变得与被加工材料不相接触。当硬质颗粒承受的来自被加工材料的负荷大于预定大小时，硬质颗粒在磨灭前受到破坏。如图1(b)所示，硬质颗粒被破坏后，硬质颗粒与粘结金属的接触面积减小。因此，硬质颗粒受到的来自粘结金属的约束力降低，硬质颗粒从粘结金属脱落。这是第1阶段。
在硬质颗粒脱落后，粘结金属与被加工材料接触。由于粘结金属的强度和硬度低于硬质颗粒，所以易发生磨损。且受到来自被加工材料的碰撞后，易发生龟裂、产生缺损。因此，如图1(c)所示，保护膜磨损，直至表面露出硬质颗粒。这是第2阶段。反复实施第1阶段与第2阶段，实行磨损保护膜。
基于上述见解，本发明人等认为，为防止第1阶段中的硬质颗粒脱落，软的粘结金属是有效的。换言之，发明人认为粘结金属需要高韧性与高延展性。露出在表面的硬质颗粒与被加工材料接触或碰撞，承受高负荷。当粘结金属的韧性与延展性低时，粘结金属不能吸收硬质颗粒受到的负荷。因此，硬质颗粒被破坏。当粘结金属的韧性与延展性高时，粘结金属可吸收硬质颗粒受到的负荷。硬质颗粒承受了负荷时，粘结金属可塑性变形或弹性变形。因而，硬质颗粒不受破坏，变得难以从粘结金属脱落。而且，如果粘结金属的韧性优异，即使硬质颗粒被破坏，也可约束被破坏的硬质颗粒。而如果延展性优异，通过被破坏的硬质颗粒周围的粘结金属变形，可约束硬质颗粒。因此，可抑制硬质颗粒的脱落。如果可以抑制硬质颗粒的脱落，就会由于硬质颗粒的存在而抑制保护膜的磨损。
另外，为抑制第2阶段的粘结金属的磨损，发明人认为需要提高耐磨损性与耐冲击性。具体就是需要提高粘结金属的强度和硬度。
本发明人等认为，为了提高粘结金属的强度，以及为了提高粘结金属的韧性与延展性，弥散强化方案优于粘结金属固溶强化方案。这是因为，尽管固溶强化可提高粘结金属的强度，但随着强度的上升，延展性与韧性降低，反之，弥散强化不仅能维持粘结金属固有的延展性与韧性，还能利用分散在粘结金属中的微细颗粒提高强度。
根据上述研究结果，本发明人等考虑如图2所示地使粘结金属中含有有助于弥散强化程度的微细硬质颗粒。使粘结金属中含有用作微细硬质颗粒的粒径20μm以下的硬质颗粒，可有效弥散强化粘结金属。为达到该效果，保护膜中的微细硬质颗粒的体积分率至少需在5％以上。但如果含有过多的微细硬质颗粒，就将变得不能维持粘结金属的延展性与韧性，当体积分率大于30％时，延展性与韧性将显著降低。因此，本发明的热加工用工具的保护膜所含的微细硬质颗粒的体积分率取为5％～30％。
另外，为了提高耐磨损性与耐烧结性，需要粗大的硬质颗粒。考虑到耐磨损性与耐烧结性，有效方案是使保护膜含有作为粗大颗粒的粒径在50μm以上的硬质颗粒。而考虑到耐磨损性，保护膜中的粗大硬质颗粒的体积分率需要在20％以上。另一方面，粗大硬质颗粒添加过量时，会降低保护膜的韧性，体积分率大于60％时，韧性将显著降低。为此，本发明的热加工用工具的保护膜中所含的粗大硬质颗粒的体积分率取为20％～60％。
而且，保护膜中的硬质颗粒的总体积分率对保护膜的寿命也有很大影响。如上所述，为延长保护膜的寿命，保护膜中的微细硬质颗粒的体积分率需要在5％以上、粗大硬质颗粒需要在20％以上。即，保护膜中的硬质颗粒的总体积分率至少需要在25％以上。但当保护膜中的硬质颗粒总量过多时，韧性将下降，经常会发生磨损与表面缺损。硬质颗粒的总体积分率高于70％，韧性将显著下降。为此，保护膜中的总体积分率需要在25％～70％的范围。
本发明人们还认为，当在热加工用工具上形成保护膜时，通过析出使保护膜含有微细硬质颗粒，可进一步抑制保护膜的磨损。在利用喷镀法、HIP处理等粉末冶金法形成保护膜时，在保护膜原料中预混20μm以下的微细硬质颗粒。在上述方法中，原料微细硬质颗粒直接含于保护膜中。而在利用PTA法、MIG焊接法、TIG焊接法等焊接法形成保护膜时，使硬质颗粒一时熔融，就能使之作为微细硬质颗粒析出。由于使微细硬质颗粒析出的方法的微细硬质颗粒与粘结金属的界面的密合性高，所以改善了粘结金属的强度、韧性、延展性等机械性质。因此，可进一步抑制保护膜的磨损。
基于上述结论，本发明人等完成了下述发明。
本发明的热加工用工具，其表面具有保护膜，保护膜中含有粘结金属和在保护膜中的体积分率为25％～70％的硬质颗粒，上述粘结金属为过渡金属或以过渡金属为主的合金。硬质颗粒包括在保护膜中的体积分率为5％～30％、粒径在20μm以下的微细硬质颗粒，和在保护膜中的体积分率为20％～60％、粒径在50μm以上的粗大硬质颗粒。
本发明的以过渡金属为主的合金是指，例如以质量％计，过渡金属含量在50％以上的合金。保护膜中的粒径与体积分率可用下述方法求得。在热加工用工具表面的保护膜的截面中，选择多个区域。选择区域时，使所选区域的面积合计量大于3mm×3mm。使用光学显微镜或扫描型电子显微镜(SEM)测量所选区域中的全部硬质颗粒的粒径与面积分率。测量各硬质颗粒的长径与短径，以(长径+短径)/2为粒径。测量各硬质颗粒的粒径与面积分率时，采用例如图像解析。
根据测得的粒径与面积分率，如下所述地计算体积分率。某相的体积分率被证明等于截面的面积分率(例如，参阅日本金属学会志Vol.10，No.5，279～289页)。因此，将50μm以上粒径的硬质颗粒的面积分率合计值作为粗大硬质颗粒的体积分率，将20μm以下粒径的硬质颗粒的面积分率合计值作为微细硬质颗粒的体积分率，并将全部硬质颗粒的面积分率合计值作为硬质颗粒的体积分率。
粗大硬质颗粒优选选自碳化物、氧化物、氮化物、硼化物、它们的混合物或它们的复合化合物中的至少一种。
粘结金属优选选自Co基合金、Ni基合金或Fe基合金中的至少一种。
保护膜优选由焊接法形成。本发明的焊接法是指例如PTA法、MIG焊接法、TIG焊接法等。
微细硬质颗粒优选为析出物。
附图说明
图1为含有硬质颗粒的保护膜磨损机理的示意图。
图2为形成于本发明的热加工用工具上的保护膜的截面图。
图3为实施例中试样的形状的立体图。
图4为用于说明实施例中的磨损试验的示意图。
图5为图4的磨损试验后的试样的立体图。
图6为在实施例1的热加工用工具的保护膜中，粗大硬质颗粒的体积分率与磨损量的关系示意图。
图7为在实施例1的热加工用工具的保护膜中，微细硬质颗粒的体积分率与磨损量的关系示意图。
图8为用于说明实施例2的热加工用工具的制造方法的示意图。
具体实施方式
下面，参照附图详细说明本发明的实施方式。图中相同或相当部分标注同一符号，并不再对其重复说明。
1.保护膜的组成
本发明的实施方式1的热加工用工具在与被加工材料接触的表面上具有保护膜。保护膜含有粘结金属和硬质颗粒。
1.1粘结金属
粘结金属是过渡金属或以过渡金属为主的合金。粘结金属是例如Co基合金、Ni基合金、Fe基合金等。Co基合金有例如钨铬钴合金。钨铬钴合金耐热性与延展性好。Ni基合金有例如IN625、C276、50Cr-50Ni、科尔莫诺合金等。Fe基合金有例如不锈钢、工具钢、碳钢、Cr钢。
热加工用工具的使用环境需要有耐腐蚀磨损性。因此，优选使用耐腐蚀磨损性优异的Co基合金与Ni基合金作为粘结金属。
1.2硬质颗粒
硬质颗粒提高保护膜的耐磨损性。硬质颗粒中，粒径50μm以上的粗大硬质颗粒与被加工材料接触。因此，耐磨损性和韧性优异。粗大硬质颗粒是例如碳化物、氧化物、氮化物、硼化物、或它们的混合物、或它们的复合化合物。
碳化物是例如NbC、TiC、VC、WC、W2C、Cr3C2o、Mo2C、ZrC、TaC、HfC、Fe3C等。也可以是(Nb，Cr)C等复合碳化物。
氧化物是例如Al2O3、MgO、ZrO2、SiO2、TiO2、Cr2O3等。也可以是3Al2O3·2SiO2等复合氧化物。
氮化物是例如TiN、ZrN、VN、NbN、TaN、Si3N4、BN、AlN等。也可以是(Ti，Cr)N等复合氮化物。
硼化物是例如TiB2、ZrB2、HfB2、VB2、NbB2、TaB2、CrB、CrB2、Mo2B、MoB、Mo2B5、WB、W2B5、LaB6等。也可以是(Nb，Cr)B等复合硼化物。
复合化合物是氧化物、氧化物、氮化物、硼化物等中的2种以上的化合物。例如Nb(C，N)、SiAlON等。
而粒径20μm以下的微细硬质颗粒弥散强化粘结金属。即，利用微细硬质颗粒，粘结金属不仅能维持延展性与韧性，还能提高强度。由此提高粘结金属的耐磨损性，并防止粗大硬质颗粒从粘结金属脱落。
微细硬质颗粒种类不限。微细硬质颗粒是例如碳化物、氧化物、氮化物、硼化物、或它们的混合物、或它们的复合化合物。还可以是Ti-Al系、Ni-Al系、Ni-Si系金属互化物。
2.制造方法
下面说明本发明的热加工用工具的制造方法。准备热加工用工具，在该热加工用工具表面形成保护膜。对表面形成保护膜的热加工用工具的材质无特别限制，例如碳钢、工具钢、不锈钢、Ni基耐热合金等。
保护膜的形成方法既可以是PTA法、MIG焊接法、TIG焊接法等焊接法，也可以是大气等离子喷镀法、减压等离子喷镀法、HVOF法等喷镀法或HIP处理等粉末冶金法等。且铸造热加工工具钢时，也可以添加硬质颗粒与粘结金属形成保护膜。
例如在PTA法中，以粘结金属粉末和硬质颗粒粉末为原料实施堆焊。此时，形成的保护膜中所含的硬质颗粒合计体积分率为25％～70％，并将原料调整为粗大硬质颗粒相对于保护膜的体积分率为20％～60％，微细硬质颗粒相对于保护膜的体积分率为5％～30％。
另外，也可通过不预先使原料中含微细硬质颗粒，而使微细硬质颗粒析出，形成保护膜。此时，制造方法使用PTA法、MIG焊接法、TIG焊接法等焊接法。作为微细硬质颗粒析出的硬质颗粒优选熔点低的硬质颗粒。这是由于焊接中需要一度熔融。例如，碳化物优选为VC、Cr3C2、Mo2C等。氮化物优选为VN、NbN等。硼化物优选为VB2、CrB、CrB2等。这些化合物的熔点在3000K以下。
另外，尽管PTA法、MIG焊接法、TIG焊接法中任一种焊接法均可使微细硬质颗粒析出，但其中优选采用PTA法使微细硬质颗粒析出。由于PTA法利用等离子弧形成保护膜，所以可熔融高熔点硬质颗粒。另外，微细硬质颗粒析出时，析出的微细硬质颗粒选择氧化物的效果不好。这是由于熔融氧化物的情况下粘结金属的延展性与韧性降低。
通过以上工序，在热加工用工具的表面形成保护膜，即完成本发明的热加工用工具。
实施例1
制造保护膜中的粗大硬质颗粒与微细硬质颗粒的体积分率不同的热加工用工具，研究耐磨损性与耐烧结性。
表1
  试样   粘结金属          磨损试验结果
  维氏硬度(Hv)     粗大硬质颗粒(≥50μm)      微细硬质颗粒(≤20μm)   总体积分率(vol％)   磨损量(mm3)   耐烧结性
  No  体积分率(vol％)   主成分   体积分率(vol％)   主成分
比较品 1 320 15* NbC 5 NbC，WC 30 4.4 ×
  本发明品   2   330  20   NbC   5   NbC，WC   35   3.4   ○
  本发明品   3   380  40   NbC   5   NbC，WC   55   3.2   ○
  本发明品   4   450  60   NbC   5   NbC，WC   70   3.4   ○
  比较品   5   510  65*   NbC   5   NbC，WC   70   4.5   ○
  比较品   6   280  30   NbC   2*   NbC，WC   40   4.1   ○
  本发明品   7   360  30   NbC   5   NbC，WC   45   3.3   ○
  本发明品   8   420  30   NbC   15   NbC，WC   55   3.0   ○
  本发明品   9   480  30   NbC   30   NbC，WC   65   3.4   ○
  比较品   10   520  30   NbC   35*   NbC，WC   70   4.4   ○
  比较品   11   500  40   NbC   20   NbC，WC   75*   4.6   ○
表1中试样1～11的制造如下所述。利用PTA法对热加工用工具碳钢(S45C)坯的一面实施堆焊，形成PTA堆焊层保护膜。PTA堆焊层为2层堆积，厚度约6mm。表2表示PTA法堆焊的各项条件。
表2
  条件   值
  电流值(A)   210
  焊枪间距(mm)   12～13
  振幅(mm)   10～12
  焊道重叠(mm)   4～5
  粉末供给量(g/min)   60
  焊接速度(mm/min)   85
  预热温度(℃)   250±50
  运载气体   Ar
保护膜原料使用下述物质。粘结金属使用Co基合金中的钨铬钴合金#6的氮气雾化粉末(钨铬钴合金#6粉末)。钨铬钴合金#6粉末的粒径是63μm～150μm。粗大硬质颗粒使用粒径75μm～100μm的NbC粉末。而微细硬质颗粒使用粒径15μm以下的NbC粉末。这些粉末中，根据各试样改变粗大硬质颗粒与微细硬质颗粒的NbC粉末的使用量。根据各试样改变PTA堆焊层所含粗大硬质颗粒与微细硬质颗粒的体积分率。另外，此时，对于试样1～5，调整原料，使PTA堆焊层中的微细硬质颗粒的体积分率相同；对于试样6～10，调整原料，使PTA堆焊层中的粗大硬质颗粒的体积分率相同。
形成PTA堆积后，利用机械加工和研磨，得到图3所示的10mm×20mm×25mm试样。
测量制得的各试样的PTA堆焊层中的粒径和体积分率。根据测量结果计算粗大硬质颗粒体积分率、微细硬质颗粒体积分率与硬质颗粒总体积分率。具体而言，从热加工用工具表面的保护膜截面中选择多个任意区域。此时，所选区域合计面积大于3mm×3mm。使用光学显微镜或扫描型电子显微镜(SEM)测量所选各区域中全部硬质颗粒的粒径与面积分率。测量各硬质颗粒的长径与短径，以(长径+短径)/2为粒径。测量各硬质颗粒的粒径与面积分率时使用图像解析。以粒径50μm以上的硬质颗粒面积分率合计值为粗大硬质颗粒的体积分率；以粒径20μm以下的硬质颗粒面积分率合计值为微细硬质颗粒的体积分率。以测量的全部硬质颗粒面积分率合计值为硬质颗粒总体积分率。试样中的硬质颗粒利用EDX(能量分散型X射线微量分析仪)鉴定。
并按照JIS Z 2244标准测量PTA堆焊层中的粘结金属的维氏硬度。
参照表1，全部试样1～11的粗大硬质颗粒是NbC。而微细硬质颗粒为NbC与WC。发明人认为，利用PTA法堆焊时，钨铬钴合金#6中的W与C结合，以WC形式析出。
试样1～5中的PTA堆焊层中的微细硬质颗粒体积分率均为5％。试样2～4中的粗大硬质颗粒体积分率、微细硬质颗粒体积分率与硬质颗粒总体积分率均在本发明的规定范围内。另外，试样1的粗大硬质颗粒体积分率低于本发明规定范围的下限值(20％)；而试样5的粗大硬质颗粒体积分率超出本发明规定范围的上限值(60％)。
另外，试样1～5的粘结金属硬度，随粗大硬质颗粒体积分率的增加而增高。在粗大硬质颗粒体积分率高于本发明规定范围上限值(60％)的试样5中，粘结金属硬度高于Hv500。发明人认为，随着粗大硬质颗粒体积分率的增加，熔入粘结金属中的碳化物量增加，粘结金属硬度随之增高。
试样6～10的PTA堆焊层中的粗大硬质颗粒的体积分率均为30％。试样7～9的粗大硬质颗粒体积分率、微细硬质颗粒体积分率、硬质颗粒总分率均在本发明的规定范围内。另外，试样6的微细硬质颗粒体积分率低于本发明规定范围的下限值(5％)；试样10的微细硬质颗粒体积分率高于本发明规定范围的上限值(30％)。
另外，试样6～10的粘结金属的硬度，随着微细硬质颗粒体积分率增加而变高。在微细硬质颗粒体积分率小于本发明规定范围下限值(5％)的试样6中，粘结金属硬度低达Hv280；在微细硬质颗粒体积分率高于本发明规定范围上限值(30％)的试样10中，粘结金属硬度高于Hv500。可以认为，随着微细硬质颗粒体积分率的增加，熔入粘结金属中的碳化物量增加，粘结金属硬度变高。
试样11的粗大硬质颗粒体积分率与微细硬质颗粒体积分率在本发明的规定范围内，但硬质颗粒总体积分率超出本发明规定范围的上限值(70％)。试样11的粘结金属硬度高达Hv500。
另外，各试样中的硬质颗粒总体积分率显示出高于粗大硬质颗粒体积分率与微细硬质颗粒体积分率合计值的数值。由于PTA堆焊层中存在大于20μm、小于50μm的硬质颗粒，所以可认为利用PTA法的堆焊中，原料的部分粗大硬质颗粒熔融，粒径减小，产生上述硬质颗粒。
磨损试验
使用试样1～11进行磨损试验。磨损试验如下进行。参照图4，以旋转轴为中心，使外径100mm、圆周面宽度30mm的利用高频加热将材质S25C的加热到1027K、并保持在1027K的圆柱体以100rpm的速度(圆周速度约0.52m/sec)旋转。以50kgf压力使试样的PTA堆焊层表面与旋转中的圆柱体圆周面接触，保持该状态1小时。试验后滑动距离为1885m。如图5所示，磨损试验后的PTA堆焊层表面形成凹部。
试验后，算出试样的PTA堆焊层表面的磨损量。磨损量的计算如下所述。测量磨损试验前后的各试样重量，用试验前重量减去试验后重量。用PTA堆焊层的密度除减得的值，得到磨损量(mm3)。
再研究磨损试验后试样是否产生烧结。具体是使用SEM(扫描型电子显微镜)以50倍的倍率观察试验后试样的磨损面(PTA堆焊层表面的凹部)，判断有无S25C移附。确定无移附的评价为合格(表1中的○)；有移附的评价为不合格(表1中的×)。
试验结果
图6表示了表1中试样1～5的粗大硬质颗粒体积分率与磨损量的关系。参照表1与图6，试样2～4的磨损量少至小于3.5mm3，也未发生烧结；而试样1由于粗大硬质颗粒体积分率低达15％，所以堆焊层磨损量多达超过4mm3。且由于粗大颗粒体积分率低，所以还发生了烧结。粗大硬质颗粒体积分率为65％的试样5的磨损量也多达超过4mm3。
图7表示表1中试样6～10的微细硬质颗粒体积分率与磨损量的关系。参照表1与图7，试样7～9的磨损量少至低于3.5mm3，也未发生烧结；而试样6由于微细硬质颗粒体积分率低达2％，所以PTA堆焊层的磨损量多达超过4mm3。而微细硬质颗粒体积分率为35％的试样10的PTA堆焊层磨损量也多达超过4mm3。
由于表1中的试样11的硬质颗粒总体积分率大于70％，所以PTA堆焊层的磨损量多。
而磨损量小于3.5mm3的试样2～4与7～9的粘结金属的维氏硬度均在300～490的范围内。
实施例2
制造保护膜中的粗大硬质颗粒的种类不同的热加工用工具，进行与实施例1同样的磨损试验。
表3
  试样   粘结金属                                 硬质颗粒         磨损试验结果
  维氏硬度(Hv)      粗大硬质颗粒(≥50μm)      微细硬质颗粒(≤20μm)   总体积分率(vol％)   磨损量(mm3)   耐烧结性
  No  体积分率(vol％)   主成分   体积分率(vol％)   主成分
  12   360  40   NbC   10   TiC   50   3.1   ○
  13   350  40   WC   10   TiC   50   3.2   ○
  14   360  40   Al2O3   10   TiC   50   3.4   ○
  15   340  40   ZrO2   10   TiC   50   3.3   ○
  16   390  40   TiB2   10   TiC   50   3.0   ○
  17   380  40   MoB   10   TiC   50   3.3   ○
  18   380  40   Si3N4   10   TiC   50   3.1   ○
  19   360  40   TiN   10   TiC   50   3.3   ○
  20   340  40   BN   10   TiC   50   3.0   ○
  21   360  40   SiAlON   10   TiC   50   3.2   ○
  22   370  40   Nb(C，N)   10   TiC   50   3.1   ○
表3中试样12～22的制造如下所述。利用HIP(Hot Isostatic Proce-ssing：热各向同性加压处理)法在热加工用工具碳钢(S45C)坯的一面形成保护膜。以下详细说明。
先在图8所示软钢容器的底部固定材质S45C的钢坯。固定后，在软钢容器内，在钢坯上面的空间中填充保护膜的原料。
保护膜原料使用下述物质。粘结金属使用Co基合金中的钨铬钴合金#21的氮气雾化粉末(钨铬钴合金#21粉末)。钨铬钴合金#21粉末的粒径是63μm～150μm。微细硬质颗粒使用粒径15μm以下的TiC粉末。粗大硬质颗粒使用粒径75μm～100μm的粗大硬质颗粒粉末。用于各试样中的粗大硬质颗粒粉末种类如表3的粗大硬质颗粒主成分栏所示。具体而言，试样12与13的粗大硬质颗粒选择碳化物(NbC、WC)。试样14与15选择氧化物(Al2O3、ZrO2)。试样16与17选择硼化物(TiB2、MoB)。试样18～20选择氮化物(Si3N4、TiN、BN)。试样21选择氧化物与氮化物的复合化合物SiAlON。试样22选择碳化物与氮化物的混合物Nb(C，N)。
填充原料后，使用旋转式泵由脱气管实施真空脱气，然后将软钢容器真空封入。使用该软钢容器，按照表4的条件实施HIP处理。
表4
  条件   值
  处理温度(℃)   1200
  处理时间(hr)   3
  压力(atm)   1500
  加压气体   Ar
  升温速度(℃/min)   10
  降温速度   FC(炉冷)
实施后的保护膜厚度约为3mm。通过机械加工和研磨，得到图3所示10mm×20mm×25mm的试样12～22。
制成试样12～22后，按照与实施例1同样的方法测量各试样的保护膜中的硬质颗粒的粒径与体积分率，以及保护膜中的粘结金属的维氏硬度。并用EDX鉴定硬质颗粒。
试样12～22的粗大硬质颗粒的体积分率为40％，在本发明规定范围内。而微细硬质颗粒的体积分率为10％，在本发明规定范围内。硬质颗粒总体积分率为50％，在本发明规定范围内。
另外，各试样的粘结金属维氏硬度在340～390的范围内，与试样2～4、7～9的维氏硬度是同等程度。
用试样12～22实施与实施例1同样的磨损试验，评价磨损量与烧结。
评价结果
参照表3，全部试样的磨损量少至小于3.5mm3，也不发生烧结。由此可知，粗大硬质颗粒无论选择碳化物、氧化物、氮化物、硼化物、或其混合物、或其复合化合物中的哪一个，本发明的热加工用工具都具有优异的耐磨损性。
实施例3
制造保护膜中的粘结金属种类不同的热加工用工具，进行与实施例1同样的磨损试验。
表5
  试样                                    原料中粘结金属组成(值为质量％、Bal.是“余量”)   粘结金属                              硬质颗粒         磨损试验结果
  维氏硬度(Hv)       粗大硬质颗粒(≥50μm)       微细硬质颗粒(≤20μm)   总体积分率(vol％)   磨损量(mm3)   耐烧结性
No 种类 C Si Fe Co Ni Cr Mo W Al Nb Ti B Mn   体积分率(vol％)   主成分   体积分率(vol％)   主成分
  23   Co基   1.0   1.0   1.5   Bal.   1.5   30   1   4   -   -   -   -   -   420   30   NbC   10   NbC，WC   50   3.2   ○
  24   Co基   1.5   1.0   1.5   Bal.   1.5   30   -   8   -   -   -   -   -   490   30   NbC   10   NbC，WC   50   3.4   ○
  25   Co基   0.5   1.0   1.5   Bal.   3   30   6   -   -   -   -   -   -   360   30   NbC   10   NbC，MoC   50   2.6   ○
26 Ni基 0.05 - 3.0 - Bal. 22 9 - 0.25 4 0.25 - - 380 30 NbC 10   NbC，NbAlTiAl，NiAl 50 3.1 ○
  27   Ni基   0.3   3.5   3.0   -   Bal.   10   1   -   -   -   -   2   -   460   30   NbC   10   NbC，NiB   50   3.4   ○
  28   Ni基   -   -   -   -   Bal.   50   -   -   -   -   -   -   -   320   30   NbC   10   NbC   50   3.3   ○
  29   Fe基   0.03   0.5   Bal.   -   12   18   2   -   -   -   -   -   2.0   340   30   NbC   10   NbC   50   3.2   ○
  30   Fe基   0.15   0.2   Bal.   -   -   9   1   -   -   -   -   -   0.5   380   30   NbC   10   NbC   50   3.3   ○
  31   Fe基   1.0   0.2   Bal.   -   -   1   -   -   -   -   -   -   0.5   480   30   NbC   10   NbC，Fe3C   50   3.4   ○
按照与实施例1同样的制造方法制造试样23～31。各试样的PTA堆焊层原料使用下述物质。
粘结金属使用表5所示组成的粉末。具体是，试样23～25的粘结金属选择Co基合金。试样26～28的粘结金属选择Ni基合金。试样29～31的粘结金属选择Fe基合金。
粗大硬质颗粒使用粒径75μm～100μm的NbC粉末；微细硬质颗粒使用粒径15μm以下的NbC粉末。使原料中的粗大硬质颗粒体积分率为31～33％，微细硬质颗粒体积分率为7～8％。
制成试样后，按照与实施例1同样的方法测量各试样的PTA堆焊层中的硬质颗粒的粒径与体积分率，以及PTA堆焊层中的粘结金属的维氏硬度。并用EDX鉴定硬质颗粒。
试样23～31的粗大硬质颗粒体积分率均为30％，在本发明规定范围内。而微细硬质颗粒体积分率均为10％，在本发明规定范围内。而硬质颗粒总体积分率均为50％，在本发明规定范围内。另外，试样23～27与31中存在若干NbC以外的微细硬质颗粒。这些微细硬质颗粒是粘结金属中的成分作为微细硬质颗粒的析出产物。
另外，各试样的粘结金属维氏硬度在320～490的范围内，与试样2～4、7～9、12～22的维氏硬度为同等程度。
使用这些试样23～31实施与实施例1同样的磨损试验，评价磨损量与烧结。
评价结果
全部试样23～31的磨损量少至小于3.5mm3，也不发生烧结。由此可知，粘结金属无论选择Co基合金、Ni基合金、Fe基合金中的哪一个，本发明的热加工用工具都具有优异的耐磨损性。
实施例4
制造形成了含有析出的微细硬质颗粒的保护膜的热加工用工具，进行与实施例1同样的磨损试验。
表6
  试样  第2硬质颗粒   粘结金属                                              硬质颗粒       磨损试验结果
  维氏硬度(Hv)    粗大硬质颗粒(≥50μm)       微细硬质颗粒(≤25μm)   总体积分率(vol％)   磨损量(mm3)   耐烧结性
  No 体积分率(vol％) 主成分   体积分率(vol％)   主成分
  32  NbC   280 40   NbC   3   NbC，WC   50   4.1   ○
  33  WC   270 40   NbC，WC   2   NbC，WC   50   4.3   ○
34 VC 420 30 NbC 10 NbC，VC 45 2.7 ○
  35  Mo2C   440 30   NbC   8   NbC，Mo2C   45   2.9   ○
  36  VN   430 30   NbC   10   NbC，VN   45   2.8   ○
  37  CrB2   450 30   NbC   10   NbC，CrB2 45 2.9 ○
按照与实施例1同样的制造方法制造试样32～37。各试样的PTA堆焊层原料使用下述物质：粘结金属使用与实施例1同样的钨铬钴合金#6粉末；粗大硬质颗粒使用粒径75μm～100μm的NbC粉末。
而用于使微细硬质颗粒析出的硬质颗粒粉末使用粒径75μm～100μm的第2硬质颗粒粉末。表6表示各试样使用的第2硬质颗粒粉末。使原料中的粗大硬质颗粒体积分率为33％，第2硬质颗粒体积分率为12％。
制成试样后，按照与实施例1同样的方法测量各试样的PTA堆焊层中的硬质颗粒的粒径与体积分率，以及PTA堆焊层中的粘结金属的维氏硬度。并用EDX鉴定硬质颗粒。
试样32～37中的试样32～33中，析出的微细硬质颗粒体积分率小于5％。由于第2硬质颗粒NbC与WC熔点高，由此可知PTA堆焊中的第2硬质颗粒的熔融量少、微细硬质颗粒的析出量也少。第2硬质颗粒熔融量少的试样32与33的粘结金属维氏硬度低至小于300。
而试样34～37中的第2硬质颗粒作为微细硬质颗粒大量析出，析出的微细硬质颗粒的体积分率在5％以上，满足本发明的规定范围。试样34～37的第2硬质颗粒VC、Mo2C、VN、CrB2的熔点均低于3000K，低于其它硬质颗粒的熔点。由此可知，利用PTA法堆焊时熔融，作为微细硬质颗粒析出。另外，第2硬质颗粒熔融，作为微细硬质颗粒析出的试样34～37的粘结金属维氏硬度是420～450，具有与试样2～4、7～9、12～22、23～31同等程度的维氏硬度。另外，所有试样中都存在若干作为微细硬质颗粒的NbC。由此可知，利用PTA法的堆焊中，原料中的部分粗大硬质颗粒NbC粉末熔融，作为微细硬质颗粒析出。
试样34～37的硬质颗粒体积分率为30％，在本发明规定范围内。而试样34～37的硬质颗粒总体积分率为45％，在本发明规定范围内。使用这些试样实施与实施例1同样的磨损试验。
结果评价
试样32、33的磨损量多达高于4mm3，而试样34～37的磨损量少至低于3mm3。
试样34～37与实施例1的试样7～9相比，试样34～37的磨损量少。包括含有析出的微细硬质颗粒的保护膜热加工用工具的耐磨损性优异。
以上说明了本发明的实施方式，但上述实施方式不过是用于实施本发明的举例。因此，本发明并不受限于上述实施方式，在不脱离其宗旨的范围内，能够适当改变上述实施方式进行实施。
产业利用可能性
本发明的热加工用工具可用于金属热加工工艺。例如可用于马氏体类、奥氏体类、二相系等不锈钢，Ni基高合金，普通碳钢等的热加工工艺。尤其是可用于穿轧机的芯棒、倾斜辊、盘形辊、导块等。

Claims (5)

1.一种热加工用工具，其特征在于，
表面具有保护膜；
所述保护膜含有粘结金属和在所述保护膜中的体积分率是25％～70％的硬质颗粒，所述粘结金属为过渡金属或以过渡金属为主的合金；
所述硬质颗粒包括在所述保护膜中的体积分率为5％～30％、粒径在20μm以下的微细硬质颗粒，和在所述保护膜中的体积分率为20％～60％、粒径在50μm以上的粗大硬质颗粒。
2.如权利要求1所述的热加工用工具，其特征在于，所述粗大硬质颗粒选自碳化物、氧化物、氮化物、硼化物、它们的混合物、或它们的复合化合物中的至少一种。
3.如权利要求2所述的热加工用工具，其特征在于，所述粘结金属选自Co基合金、Ni基合金或Fe基合金中的至少一种。
4.如权利要求1～3任一项所述的热加工用工具，其特征在于，所述保护膜由焊接法形成。
5.如权利要求4所述的热加工用工具，其特征在于，所述微细硬质颗粒为析出物。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102223982A (zh) * 2008-11-21 2011-10-19 卡特彼勒公司 耐磨合成物
CN103805834A (zh) * 2012-11-07 2014-05-21 合肥杰事杰新材料股份有限公司 一种立方氮化硼复合材料及由其制备的螺杆和制造方法
CN104745998A (zh) * 2006-09-22 2015-07-01 H.C.施塔克有限公司 金属粉末

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4736773B2 (ja) * 2005-12-13 2011-07-27 住友金属工業株式会社 継目無鋼管の製造方法
JP5088532B2 (ja) * 2006-04-05 2012-12-05 日立金属株式会社 軟化特性および表面仕上げ特性に優れた高強度工具ならびに、その製造方法
JP2008246549A (ja) * 2007-03-30 2008-10-16 Sumitomo Metal Ind Ltd 電縫管突き合わせ溶接用スクイズロール及びその製造法
AU2009318053B2 (en) 2008-11-21 2014-11-20 Caterpillar Inc. Abrasion resistant track shoe grouser
CN107614364B (zh) * 2015-06-26 2020-08-11 株式会社小松制作所 条形件、履带板及条形件的制造方法
JP6227618B2 (ja) * 2015-11-30 2017-11-08 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融金属めっき浴中スリーブの製造方法及び溶融金属めっき鋼板の製造方法
JP6804143B2 (ja) * 2016-09-30 2020-12-23 株式会社小松製作所 耐土砂摩耗部品およびその製造方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5142759A (en) * 1991-08-27 1992-09-01 Beloit Corporation Roll cover apparatus
JP3305357B2 (ja) * 1992-05-21 2002-07-22 東芝機械株式会社 耐食・耐摩耗性に優れた合金およびその製造方法ならびにその合金製造用材料
CN1081721A (zh) * 1992-07-27 1994-02-09 华中理工大学 一种在金属表面激光熔覆耐磨层的方法
CN1145413A (zh) * 1995-09-13 1997-03-19 中国科学院金属研究所 一种铝及铝合金用铝钛硼晶粒细化剂
US5711991A (en) * 1995-11-20 1998-01-27 Aluminum Company Of America Process for making lithographic sheet material having a thermoplastic adhesive layer
ES2526604T3 (es) * 1997-05-13 2015-01-13 Allomet Corporation Polvos duros con recubrimiento tenaz y artículos sinterizados de los mismos
US6325884B1 (en) * 1999-01-14 2001-12-04 Panolam Industries Abrasion resistant laminate and process for producing same
JP3801452B2 (ja) * 2001-02-28 2006-07-26 三菱重工業株式会社 耐摩耗性コーティング及びその施工方法
CN1161483C (zh) * 2001-03-23 2004-08-11 中国科学院金属研究所 一种高强度原位铝基复合材料
CN100478474C (zh) * 2002-07-31 2009-04-15 北京有色金属研究总院 颗粒增强铝基复合材料及其零部件和零部件的近净成形工艺

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104745998A (zh) * 2006-09-22 2015-07-01 H.C.施塔克有限公司 金属粉末
CN102223982A (zh) * 2008-11-21 2011-10-19 卡特彼勒公司 耐磨合成物
US8721761B2 (en) 2008-11-21 2014-05-13 Caterpillar Inc. Abrasion resistant composition
AU2009318054B2 (en) * 2008-11-21 2015-03-26 Caterpillar Inc. Abrasion resistant composition
CN102223982B (zh) * 2008-11-21 2015-04-15 卡特彼勒公司 耐磨合成物
CN103805834A (zh) * 2012-11-07 2014-05-21 合肥杰事杰新材料股份有限公司 一种立方氮化硼复合材料及由其制备的螺杆和制造方法

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