JP2001329301A - 高硬度高クロム鋳鉄粉末合金の製造方法 - Google Patents
高硬度高クロム鋳鉄粉末合金の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 組織を微細、均質化することにより、従来の
鋳造材よりも格段に高い硬度を有する高クロム鋳鉄粉末
合金の製造方法を提供する。 【解決手段】 クロム１１〜３０質量％と炭素２．２〜
５．０質量％を含み、残部が実質上鉄からなる高クロム
鋳鉄急冷凝固合金粉末を、１０4℃／秒以上の冷却速度
で調製したのち、大気中において放電プラズマ焼結す
る。
鋳造材よりも格段に高い硬度を有する高クロム鋳鉄粉末
合金の製造方法を提供する。 【解決手段】 クロム１１〜３０質量％と炭素２．２〜
５．０質量％を含み、残部が実質上鉄からなる高クロム
鋳鉄急冷凝固合金粉末を、１０4℃／秒以上の冷却速度
で調製したのち、大気中において放電プラズマ焼結す
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、各種破砕機、粉砕
機などにおける耐摩耗部材や、火力発電、製鉄プラン
ト、セメント産業を始めとする種々な分野における耐摩
耗、耐熱、耐食部品などの材料として好適に用いられる
高硬度高クロム鋳鉄粉末合金を効率よく製造する方法に
関するものである。
機などにおける耐摩耗部材や、火力発電、製鉄プラン
ト、セメント産業を始めとする種々な分野における耐摩
耗、耐熱、耐食部品などの材料として好適に用いられる
高硬度高クロム鋳鉄粉末合金を効率よく製造する方法に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】高クロム鋳鉄は、高硬度の炭化物を多量
に含有するために、耐摩耗性及び耐熱性に優れている
上、鉄基地中にクロムを多量に固溶していることから、
室温はもとより、高温での耐食性にも優れるなどの特徴
を有している。高クロム鋳鉄は、このような特徴を有
し、かつ比較的安価であることから、実用材料として、
例えば火力発電やセメントプラントなどにおける保護
管、石炭粉砕装置、ノズル、インペラなどに広く用いら
れている。
に含有するために、耐摩耗性及び耐熱性に優れている
上、鉄基地中にクロムを多量に固溶していることから、
室温はもとより、高温での耐食性にも優れるなどの特徴
を有している。高クロム鋳鉄は、このような特徴を有
し、かつ比較的安価であることから、実用材料として、
例えば火力発電やセメントプラントなどにおける保護
管、石炭粉砕装置、ノズル、インペラなどに広く用いら
れている。
【０００３】このような工業的用途において、生産性や
経済性をより高度化するためには、メンテナンスインタ
ーバルの長期化、さらにはメンテナンスフリー化が求め
られるが、従来の製造方法による高クロム鋳鉄では、耐
摩耗性や耐熱性、耐食性などが必ずしも十分ではなく、
その要望に答えることができないのが実状である。
経済性をより高度化するためには、メンテナンスインタ
ーバルの長期化、さらにはメンテナンスフリー化が求め
られるが、従来の製造方法による高クロム鋳鉄では、耐
摩耗性や耐熱性、耐食性などが必ずしも十分ではなく、
その要望に答えることができないのが実状である。
【０００４】耐摩耗性を向上させるためには、含有炭素
量を鉄−クロム−炭素の三元系合金における共晶線以上
に増加させ、晶出する高硬度のＭ7Ｃ3型炭化物量を多く
することが有効な手段であるが、このような過共晶組成
の合金では、一般に粗大な炭化物が、その熱流方向すな
わち凝固方向に沿って不均質に晶出する顕著な異方性を
有するため、該合金の著しい脆化を始めとする機械的性
質の低下は免れず、過共晶組成の高クロム鋳鉄は、これ
までほとんど実用に供されていないのが現状である。
量を鉄−クロム−炭素の三元系合金における共晶線以上
に増加させ、晶出する高硬度のＭ7Ｃ3型炭化物量を多く
することが有効な手段であるが、このような過共晶組成
の合金では、一般に粗大な炭化物が、その熱流方向すな
わち凝固方向に沿って不均質に晶出する顕著な異方性を
有するため、該合金の著しい脆化を始めとする機械的性
質の低下は免れず、過共晶組成の高クロム鋳鉄は、これ
までほとんど実用に供されていないのが現状である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、このような
事情のもとで、従来の高クロム鋳鉄よりも飛躍的に優れ
た耐摩耗性、耐熱性及び耐食性を兼備する高クロム鋳鉄
部材を与えることができ、メンテナンスインターバルの
長期化、さらにはメンテナンスフリー化を可能とする高
硬度高クロム鋳鉄粉末合金の新規な製造方法を提供する
ことを目的としてなされたものである。
事情のもとで、従来の高クロム鋳鉄よりも飛躍的に優れ
た耐摩耗性、耐熱性及び耐食性を兼備する高クロム鋳鉄
部材を与えることができ、メンテナンスインターバルの
長期化、さらにはメンテナンスフリー化を可能とする高
硬度高クロム鋳鉄粉末合金の新規な製造方法を提供する
ことを目的としてなされたものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、前記目的
を達成するために鋭意研究を重ねた結果、凝固に際して
の冷却速度が、従来慣用されている鋳造法の十万倍から
百万倍、あるいは１千万倍という桁違いに速い急冷凝固
粉末を調製し、大気中においてプラズマ焼結することに
より、炭素含有量が、鉄−クロム−炭素三元系合金にお
ける共晶線以下の亜共晶合金はもとより、炭素含有量が
共晶線以上の過共晶合金においても、鉄基地や晶出炭化
物が従来の鋳造材とは比較にならないほど桁違いに微
細、均質化され、慣用の鋳造材よりも格段に硬度の高い
高クロム鋳鉄粉末合金が得られ、その目的を達成しうる
ことを見出し、この知見に基づいて本発明を完成するに
至った。
を達成するために鋭意研究を重ねた結果、凝固に際して
の冷却速度が、従来慣用されている鋳造法の十万倍から
百万倍、あるいは１千万倍という桁違いに速い急冷凝固
粉末を調製し、大気中においてプラズマ焼結することに
より、炭素含有量が、鉄−クロム−炭素三元系合金にお
ける共晶線以下の亜共晶合金はもとより、炭素含有量が
共晶線以上の過共晶合金においても、鉄基地や晶出炭化
物が従来の鋳造材とは比較にならないほど桁違いに微
細、均質化され、慣用の鋳造材よりも格段に硬度の高い
高クロム鋳鉄粉末合金が得られ、その目的を達成しうる
ことを見出し、この知見に基づいて本発明を完成するに
至った。
【０００７】すなわち、本発明は、クロム１１〜３０質
量％と炭素２．２〜５．０質量％を含み、残部が実質上
鉄からなる高クロム鋳鉄急冷凝固合金粉末を、１０4℃
／秒以上の冷却速度で調製したのち、大気中において放
電プラズマ焼結することを特徴とする高硬度高クロム鋳
鉄粉末合金の製造方法を提供するものである。
量％と炭素２．２〜５．０質量％を含み、残部が実質上
鉄からなる高クロム鋳鉄急冷凝固合金粉末を、１０4℃
／秒以上の冷却速度で調製したのち、大気中において放
電プラズマ焼結することを特徴とする高硬度高クロム鋳
鉄粉末合金の製造方法を提供するものである。
【０００８】
【発明の実施の形態】本発明方法においては、まず、ク
ロム１１〜３０質量％と炭素２．２〜５．０質量％を含
み、残部が実質上鉄からなる鉄−クロム−炭素三元系の
急冷凝固合金粉末を、１０4℃／秒以上、通常は１０5℃
／秒に達する冷却速度で製造する。この冷却速度が１０
4℃未満では所望の物性を有する鋳鉄粉末合金が得られ
ず、本発明の目的が達せられない。
ロム１１〜３０質量％と炭素２．２〜５．０質量％を含
み、残部が実質上鉄からなる鉄−クロム−炭素三元系の
急冷凝固合金粉末を、１０4℃／秒以上、通常は１０5℃
／秒に達する冷却速度で製造する。この冷却速度が１０
4℃未満では所望の物性を有する鋳鉄粉末合金が得られ
ず、本発明の目的が達せられない。
【０００９】この場合、急冷凝固法としては、遠心噴霧
法を採用するのが好ましい。急冷凝固法として、例えば
単ロール法や双ロール法なども知られているが、これら
の方法では急冷凝固薄帯が得られ、この薄帯は固化成形
に際して嵩張るので不便であり、粉砕などの余分の工程
が必要となる。その上、粉砕に伴う粉砕機からの合金へ
のコンタミネーションの問題も包含することになる。
法を採用するのが好ましい。急冷凝固法として、例えば
単ロール法や双ロール法なども知られているが、これら
の方法では急冷凝固薄帯が得られ、この薄帯は固化成形
に際して嵩張るので不便であり、粉砕などの余分の工程
が必要となる。その上、粉砕に伴う粉砕機からの合金へ
のコンタミネーションの問題も包含することになる。
【００１０】したがって、本発明においては、急冷凝固
材の形態としては、粉末のものが用いられる。また、遠
心噴霧法は、（１）粉末の冷却速度が大きい、（２）噴
霧媒を用いないため、粉末内部へのガストラップが少な
い、（３）粉末表面の酸化が少なく、かつサテライトフ
リーの球状粉末の製造が可能である、（４）溶湯の噴霧
条件と冷却条件を独立に制御できる、などの他の粉末製
造法にはない利点を有しているため、本発明において
は、急冷凝固粉末の調製に際して、この遠心噴霧法を用
いるのが望ましい。
材の形態としては、粉末のものが用いられる。また、遠
心噴霧法は、（１）粉末の冷却速度が大きい、（２）噴
霧媒を用いないため、粉末内部へのガストラップが少な
い、（３）粉末表面の酸化が少なく、かつサテライトフ
リーの球状粉末の製造が可能である、（４）溶湯の噴霧
条件と冷却条件を独立に制御できる、などの他の粉末製
造法にはない利点を有しているため、本発明において
は、急冷凝固粉末の調製に際して、この遠心噴霧法を用
いるのが望ましい。
【００１１】次に、このようにして調製された高クロム
鋳鉄急冷凝固粉末を、大気中において放電プラズマ焼結
することにより、粉末合金を得る。この放電プラズマ焼
結においては、通常、成形圧力１０〜５０ＭＰａ、焼結
温度１０００〜１２００℃の条件が採用され、そして、
焼結は数分間の短時間で終了する。該放電プラズマ焼結
法においては、まず粉末粒子間にプラズマ放電を発生さ
せ、その衝撃で、粒子表面に熱やひずみのエネルギーを
蓄積させて該粒子表面を活性化させ、その表面に吸着し
ているガスや汚れ、さらには数ｎｍのオーダーの酸化皮
膜の一部を破壊して清浄な粒子表面を現出させる。その
後に通電によるジュール熱を発生させ、粉末粒子同士の
焼結、結合を促進させる。このようなプラズマ焼結法
は、本発明方法における非平衡状態にある粉末の固化成
形に好適である。
鋳鉄急冷凝固粉末を、大気中において放電プラズマ焼結
することにより、粉末合金を得る。この放電プラズマ焼
結においては、通常、成形圧力１０〜５０ＭＰａ、焼結
温度１０００〜１２００℃の条件が採用され、そして、
焼結は数分間の短時間で終了する。該放電プラズマ焼結
法においては、まず粉末粒子間にプラズマ放電を発生さ
せ、その衝撃で、粒子表面に熱やひずみのエネルギーを
蓄積させて該粒子表面を活性化させ、その表面に吸着し
ているガスや汚れ、さらには数ｎｍのオーダーの酸化皮
膜の一部を破壊して清浄な粒子表面を現出させる。その
後に通電によるジュール熱を発生させ、粉末粒子同士の
焼結、結合を促進させる。このようなプラズマ焼結法
は、本発明方法における非平衡状態にある粉末の固化成
形に好適である。
【００１２】このようにして得られた高クロム鋳鉄粉末
合金においては、その組織は顕著に微細、均質化された
ものであり、しかも従来慣用の鋳造材のような異方性は
全く示さない。したがって、この高クロム鋳鉄粉末合金
は、組織微細化による強化も行われ、慣用の鋳造材を大
幅に上回る硬度を有し、耐摩耗性にも優れる。
合金においては、その組織は顕著に微細、均質化された
ものであり、しかも従来慣用の鋳造材のような異方性は
全く示さない。したがって、この高クロム鋳鉄粉末合金
は、組織微細化による強化も行われ、慣用の鋳造材を大
幅に上回る硬度を有し、耐摩耗性にも優れる。
【００１３】前述の本発明方法により得られた粉末合金
においては、クロムは鉄基地に固溶し、鉄基地の耐食性
を増すと共に、初晶炭化物（Ｆｅ，Ｃｒ）7Ｃ3を形成す
る重要な元素として作用する。しかし、その含有量が１
１質量％未満ではそれらの効果が十分に発揮されない
し、逆に３０質量％を超えると硬さが低下する。したが
って、本発明においては、合金中のクロムの含有量は１
１〜３０質量％の範囲で選定される。
においては、クロムは鉄基地に固溶し、鉄基地の耐食性
を増すと共に、初晶炭化物（Ｆｅ，Ｃｒ）7Ｃ3を形成す
る重要な元素として作用する。しかし、その含有量が１
１質量％未満ではそれらの効果が十分に発揮されない
し、逆に３０質量％を超えると硬さが低下する。したが
って、本発明においては、合金中のクロムの含有量は１
１〜３０質量％の範囲で選定される。
【００１４】一方、炭素は、クロムと炭化物を生成する
重要な元素である。しかし、その含有量が２．２質量％
未満では晶出する炭化物量が少なく、十分な硬さ及び耐
摩耗性が発揮されないし、逆に５．０質量％を超えると
生成炭化物量が多くなりすぎて、靭性が著しく阻害され
る。したがって、本発明においては、合金中の炭素の含
有量は２．２〜５．０質量％の範囲で選定される。
重要な元素である。しかし、その含有量が２．２質量％
未満では晶出する炭化物量が少なく、十分な硬さ及び耐
摩耗性が発揮されないし、逆に５．０質量％を超えると
生成炭化物量が多くなりすぎて、靭性が著しく阻害され
る。したがって、本発明においては、合金中の炭素の含
有量は２．２〜５．０質量％の範囲で選定される。
【００１５】
【実施例】次に、本発明を実施例により、さらに詳細に
説明するが、本発明は、この例によってなんら限定され
るものではない。
説明するが、本発明は、この例によってなんら限定され
るものではない。
【００１６】実施例 Ｆｅ−２５．３Ｃｒ−２．６０Ｃの化学組成を有する亜
共晶の高クロム鋳鉄の急冷凝固粉末及びＦｅ−２４．４
Ｃｒ−４．７４Ｃの化学組成を有する過共晶の高クロム
鋳鉄の急冷凝固粉末それぞれを、遠心噴霧法により、１
０5〜１０4℃／秒の冷却速度にて調製した。次いで、こ
の粉末を粒径１７７μｍ以下に分級後、３２ＭＰａの成
形圧力を作用させた状態で、パルス状の電圧を印加し、
亜共晶組成のものは１１４０℃にて、過共晶組成のもの
は１１００℃の温度で３分間保持して焼結を行うことに
より、亜共晶粉末合金及び過共晶粉末合金を、それぞれ
製造した。図１に、上記亜共晶粉末合金（ａ）及び過共
晶粉末合金（ｂ）のミクロ組織の顕微鏡写真図を示す。
この図１の（ａ）及び（ｂ）から分かるように、亜共晶
粉末合金と過共晶粉末合金のいずれにおいても、鉄基地
及び炭化物が極めて微細化された均質な組織を呈してい
る。図２は、これらの粉末合金の室温におけるロックウ
ェル硬さＨＲＣを示す図である。亜共晶粉末合金のロッ
クウェル硬さは６３ＨＲＣであり、過共晶粉末合金のそ
れは６８ＨＲＣまで向上した。
共晶の高クロム鋳鉄の急冷凝固粉末及びＦｅ−２４．４
Ｃｒ−４．７４Ｃの化学組成を有する過共晶の高クロム
鋳鉄の急冷凝固粉末それぞれを、遠心噴霧法により、１
０5〜１０4℃／秒の冷却速度にて調製した。次いで、こ
の粉末を粒径１７７μｍ以下に分級後、３２ＭＰａの成
形圧力を作用させた状態で、パルス状の電圧を印加し、
亜共晶組成のものは１１４０℃にて、過共晶組成のもの
は１１００℃の温度で３分間保持して焼結を行うことに
より、亜共晶粉末合金及び過共晶粉末合金を、それぞれ
製造した。図１に、上記亜共晶粉末合金（ａ）及び過共
晶粉末合金（ｂ）のミクロ組織の顕微鏡写真図を示す。
この図１の（ａ）及び（ｂ）から分かるように、亜共晶
粉末合金と過共晶粉末合金のいずれにおいても、鉄基地
及び炭化物が極めて微細化された均質な組織を呈してい
る。図２は、これらの粉末合金の室温におけるロックウ
ェル硬さＨＲＣを示す図である。亜共晶粉末合金のロッ
クウェル硬さは６３ＨＲＣであり、過共晶粉末合金のそ
れは６８ＨＲＣまで向上した。
【００１７】比較例 実施例と全く同じ化学組成を有するＦｅ−２５．３Ｃｒ
−２．６０Ｃの亜共晶金型鋳造材及びＦｅ−２４．４Ｃ
ｒ−４．７４Ｃの過共晶金型鋳造材を、それぞれ作製し
た。これらの鋳造材は金型鋳造されているため、一般に
広く用いられている砂型鋳造材よりも凝固速度が速く、
機械的性質も改善されている。図１に、上記の亜共晶金
型鋳造材（ｃ）及び過共晶金型鋳造材（ｄ）のミクロ組
織の顕微鏡写真図を示す。この図１の（ｃ）及び（ｄ）
から、鋳造材の組織は、亜共晶鋳造材においては、初晶
オーステナイト（γ相）が粗大なデンドライト状に晶出
し、その間隙にγ相／炭化物の粗大な共晶が存在したも
のとなり、一方、過共晶鋳造材においては、粗大に晶出
した初晶炭化物とγ相／炭化物共晶からなっていること
が分かる。また、この鋳造材は、亜共晶、過共晶いずれ
においても、その凝固方向（熱流方向）に組織が発達し
た著しい異方性を呈している。図２に、これらの鋳造材
のロックウェル硬さＨＲＣを示す。鋳造材のロックウェ
ル硬さは、亜共晶鋳造材では５０ＨＲＣ、過共晶鋳造材
では５７ＨＲＣにすぎなかった。これらの値は、実施例
における亜共晶粉末合金の６３ＨＲＣ及び過共晶粉末合
金の６８ＨＲＣに比べて、著しく低いことが分かる。
−２．６０Ｃの亜共晶金型鋳造材及びＦｅ−２４．４Ｃ
ｒ−４．７４Ｃの過共晶金型鋳造材を、それぞれ作製し
た。これらの鋳造材は金型鋳造されているため、一般に
広く用いられている砂型鋳造材よりも凝固速度が速く、
機械的性質も改善されている。図１に、上記の亜共晶金
型鋳造材（ｃ）及び過共晶金型鋳造材（ｄ）のミクロ組
織の顕微鏡写真図を示す。この図１の（ｃ）及び（ｄ）
から、鋳造材の組織は、亜共晶鋳造材においては、初晶
オーステナイト（γ相）が粗大なデンドライト状に晶出
し、その間隙にγ相／炭化物の粗大な共晶が存在したも
のとなり、一方、過共晶鋳造材においては、粗大に晶出
した初晶炭化物とγ相／炭化物共晶からなっていること
が分かる。また、この鋳造材は、亜共晶、過共晶いずれ
においても、その凝固方向（熱流方向）に組織が発達し
た著しい異方性を呈している。図２に、これらの鋳造材
のロックウェル硬さＨＲＣを示す。鋳造材のロックウェ
ル硬さは、亜共晶鋳造材では５０ＨＲＣ、過共晶鋳造材
では５７ＨＲＣにすぎなかった。これらの値は、実施例
における亜共晶粉末合金の６３ＨＲＣ及び過共晶粉末合
金の６８ＨＲＣに比べて、著しく低いことが分かる。
【００１８】
【発明の効果】本発明方法によれば、従来、組織の微
細、均質化が不可能であった高クロム鋳鉄において、組
織の微細、均質化を達成することができ、その結果、同
一組成であるにもかかわらず、高い硬度を有する粉末合
金を容易に製造することができる。これにより、高クロ
ム鋳鉄の用途がさらに拡大すると共に、メンテナンスイ
ンターバルの長期化、さらにはメンテナンスフリー化が
可能となり、その工業的価値は極めて高いものである。
細、均質化が不可能であった高クロム鋳鉄において、組
織の微細、均質化を達成することができ、その結果、同
一組成であるにもかかわらず、高い硬度を有する粉末合
金を容易に製造することができる。これにより、高クロ
ム鋳鉄の用途がさらに拡大すると共に、メンテナンスイ
ンターバルの長期化、さらにはメンテナンスフリー化が
可能となり、その工業的価値は極めて高いものである。
【図１】 実施例及び比較例により、それぞれ製造され
た高クロム鋳鉄の粉末合金及び鋳造材のミクロ組織を示
す顕微鏡写真図。
た高クロム鋳鉄の粉末合金及び鋳造材のミクロ組織を示
す顕微鏡写真図。
【図２】 実施例及び比較例により、それぞれ製造され
た高クロム鋳鉄の粉末合金及び鋳造材の室温におけるロ
ックウェル硬さＨＲＣを示す図。
た高クロム鋳鉄の粉末合金及び鋳造材の室温におけるロ
ックウェル硬さＨＲＣを示す図。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１２年５月２９日（２０００．５．２
９）
９）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００８
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００８】
【発明の実施の形態】本発明方法においては、まず、ク
ロム１１〜３０質量％と炭素２．２〜５．０質量％を含
み、残部が実質上鉄からなる鉄−クロム−炭素三元系の
急冷凝固合金粉末を、１０４℃／秒以上、通常は１０５
℃／秒に達する冷却速度で製造する。この冷却速度が１
０４℃／秒未満では所望の物性を有する鋳鉄粉末合金が
得られず、本発明の目的が達せられない。
ロム１１〜３０質量％と炭素２．２〜５．０質量％を含
み、残部が実質上鉄からなる鉄−クロム−炭素三元系の
急冷凝固合金粉末を、１０４℃／秒以上、通常は１０５
℃／秒に達する冷却速度で製造する。この冷却速度が１
０４℃／秒未満では所望の物性を有する鋳鉄粉末合金が
得られず、本発明の目的が達せられない。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 秋山 茂 佐賀県鳥栖市宿町字野々下807番地１ 工 業技術院九州工業技術研究所内 (72)発明者 北原 晃 佐賀県鳥栖市宿町字野々下807番地１ 工 業技術院九州工業技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K017 AA04 BA06 BB04 BB13 DA09 EK01 4K018 AA32 BD10 DA24 KA58 KA70
Claims (2)
- 【請求項１】 クロム１１〜３０質量％と炭素２．２〜
５．０質量％を含み、残部が実質上鉄からなる高クロム
鋳鉄急冷凝固合金粉末を、１０4℃／秒以上の冷却速度
で調製したのち、大気中において放電プラズマ焼結する
ことを特徴とする高硬度高クロム鋳鉄粉末合金の製造方
法。 - 【請求項２】 遠心噴霧法により、急冷凝固させる請求
項１記載の高硬度高クロム鋳鉄粉末合金の製造方法。
Priority Applications (4)
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|---|---|---|---|
| JP2000143932A JP3694732B2 (ja) | 2000-05-16 | 2000-05-16 | 高硬度高クロム鋳鉄粉末合金の製造方法 |
| US09/735,518 US20020094297A1 (en) | 2000-05-16 | 2000-12-14 | Method for the preparation of a sintered body of high-hardness high-chromium cast iron |
| DE10064056A DE10064056B9 (de) | 2000-05-16 | 2000-12-21 | Verfahren zur Herstellung eines Sinterkörpers aus Gußeisen mit hoher Härte und hohem Chromgehalt |
| KR10-2000-0087132A KR100400989B1 (ko) | 2000-05-16 | 2000-12-30 | 고경도 고크롬 주철소결체의 제조방법 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| JP2000143932A JP3694732B2 (ja) | 2000-05-16 | 2000-05-16 | 高硬度高クロム鋳鉄粉末合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001329301A true JP2001329301A (ja) | 2001-11-27 |
| JP3694732B2 JP3694732B2 (ja) | 2005-09-14 |
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|---|---|---|---|
| JP2000143932A Expired - Lifetime JP3694732B2 (ja) | 2000-05-16 | 2000-05-16 | 高硬度高クロム鋳鉄粉末合金の製造方法 |
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|---|---|
| US (1) | US20020094297A1 (ja) |
| JP (1) | JP3694732B2 (ja) |
| KR (1) | KR100400989B1 (ja) |
| DE (1) | DE10064056B9 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017507251A (ja) * | 2014-01-27 | 2017-03-16 | ロバルマ, ソシエダッド アノニマRovalma, S.A. | 鉄系合金の遠心噴霧法 |
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|---|---|---|---|---|
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| KR20190134043A (ko) | 2018-05-24 | 2019-12-04 | 무진정밀(주) | 우수한 내마모성 및 내식성을 가지는 고크롬 주철재 및 이를 포함하는 화력발전소 배기가스 습식 탈황 장치용 부품 |
| CA3145075A1 (en) | 2018-07-27 | 2020-01-30 | Isaac Valls Angles | Method for the obtaining cost effective powder |
| CN115029606B (zh) * | 2022-06-14 | 2022-11-04 | 西安稀有金属材料研究院有限公司 | 一种双增强相高铬铸铁耐磨复合材料的粉末冶金制备方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3346089A1 (de) * | 1983-12-21 | 1985-07-18 | Dr. Weusthoff GmbH, 4000 Düsseldorf | Verfahren zum herstellen hochfester, duktiler koerper aus kohlenstoffreichen eisenbasislegierungen |
| SE9402672D0 (sv) * | 1994-08-10 | 1994-08-10 | Hoeganaes Ab | Chromium containing materials having high tensile strength |
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2000
- 2000-05-16 JP JP2000143932A patent/JP3694732B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 2000-12-14 US US09/735,518 patent/US20020094297A1/en not_active Abandoned
- 2000-12-21 DE DE10064056A patent/DE10064056B9/de not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017507251A (ja) * | 2014-01-27 | 2017-03-16 | ロバルマ, ソシエダッド アノニマRovalma, S.A. | 鉄系合金の遠心噴霧法 |
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| DE10064056B9 (de) | 2005-12-15 |
| KR20010105145A (ko) | 2001-11-28 |
| DE10064056B4 (de) | 2004-04-08 |
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