JPH0219441A - 複硼化物基焼結体及びその製造方法 - Google Patents
複硼化物基焼結体及びその製造方法Info
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- JPH0219441A JPH0219441A JP63168930A JP16893088A JPH0219441A JP H0219441 A JPH0219441 A JP H0219441A JP 63168930 A JP63168930 A JP 63168930A JP 16893088 A JP16893088 A JP 16893088A JP H0219441 A JPH0219441 A JP H0219441A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C22C—ALLOYS
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-
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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。
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N i 、 Mo複硼化物基焼結体、さらに詳
しくは強度、靭性ならびに耐熱衝撃性に優れたNi、M
o複硼化物基焼結体、特に常温から高温までの広い範囲
での強度を維持しつつ靭性に優れた旧、Mo複硼化物基
焼結体に関するものである。
しくは強度、靭性ならびに耐熱衝撃性に優れたNi、M
o複硼化物基焼結体、特に常温から高温までの広い範囲
での強度を維持しつつ靭性に優れた旧、Mo複硼化物基
焼結体に関するものである。
[従来の技術]
一般に遷移金属等の硼化物は高融点、高硬度で電気、熱
の良導体であることから、耐摩耗材料を中心とした用途
での実用化か様々に検討されているが、強度や靭性は十
分てはなく、機械部品等の用途には実用化されるに至っ
ていない。
の良導体であることから、耐摩耗材料を中心とした用途
での実用化か様々に検討されているが、強度や靭性は十
分てはなく、機械部品等の用途には実用化されるに至っ
ていない。
そこで、これらの硼化物と金属を複合化して強度や靭性
を向上させる試み(木下他窯協誌75(1967)84
など)が行われているが、その目的は十分には満たされ
ていない。これは硼化物と金属が容易に反応し、新たに
脆弱な生成物を形成するためと考えられる。
を向上させる試み(木下他窯協誌75(1967)84
など)が行われているが、その目的は十分には満たされ
ていない。これは硼化物と金属が容易に反応し、新たに
脆弱な生成物を形成するためと考えられる。
この問題点を解決すべく、硼化物として金属複硼化物を
用いる提案(特公昭56−15773)かなされている
か、これも硼化物の特性を十分に生かすには至っていな
い。
用いる提案(特公昭56−15773)かなされている
か、これも硼化物の特性を十分に生かすには至っていな
い。
[発明の解決しようとする課題]
これらの点に鑑み、本発明者らは、N i 、 Mo複
硼化物を硬質相とし、Ni合金を結合相とした強度、靭
性、耐食性等に優れたサーメットをさらにはN i 、
Moを結合相としかつ炭化物又は窒化物を添加したサ
ーメットも提案したが、さらに強度、靭性、耐熱衝撃性
などの向上、特に広い温度範囲での強度の向とに関して
鋭意研究を重ねた結果、焼結体に炭素及び窒素を同時に
含有させることが効果的であることを見出し、本発明に
至ったものである。
硼化物を硬質相とし、Ni合金を結合相とした強度、靭
性、耐食性等に優れたサーメットをさらにはN i 、
Moを結合相としかつ炭化物又は窒化物を添加したサ
ーメットも提案したが、さらに強度、靭性、耐熱衝撃性
などの向上、特に広い温度範囲での強度の向とに関して
鋭意研究を重ねた結果、焼結体に炭素及び窒素を同時に
含有させることが効果的であることを見出し、本発明に
至ったものである。
[課題を解決するための手段]
すなわち本発明は、Ni−Mo複硼化物(Mo□N1p
2と記載する)および/またはMOの一部がWに置換さ
れたNi−Mo複硼化物((Mo−W)2Ni82と記
載する)を硬質相とし、結合相が主として、Ni−Mo
合金からなる焼結体において、炭素及び窒素を含有せし
めることにより、室温〜1000℃程度までの高温域で
の強度と靭性か高められた焼結体を提供するものである
。
2と記載する)および/またはMOの一部がWに置換さ
れたNi−Mo複硼化物((Mo−W)2Ni82と記
載する)を硬質相とし、結合相が主として、Ni−Mo
合金からなる焼結体において、炭素及び窒素を含有せし
めることにより、室温〜1000℃程度までの高温域で
の強度と靭性か高められた焼結体を提供するものである
。
本発明の焼結体を得るには、例えば好ましくはMoB、
WB、Mo、Niの各粉末に4a、5a、6a族の遷移
金属炭化物の一種以上、及び4a、5a、6a族の遷移
金属窒化物の一種以上または、4a、5a、6a族の遷
移金属窒化物の1種以上又はこれらの炭窒化物の一種以
上を添加し、回転ボールミルや振動ボールミル等を用い
て、エタノール等の有機溶媒中で混合・粉砕し、乾燥後
、金型プレスやラバープレスで加圧成形して、真空中ま
たはアルゴン、水素等の中性あるいは還元性雰囲気にお
いて、1000°C以上の温度、多くの場合1100〜
1500°C程度の温度領域で加熱すればよい。用いる
原料粉は必ずしも上記のMoB粉、WB粉、MO粉、N
i粉の形である必要はなく、N1−8合金粉とMO粉、
W粉およびNi粉との組み合わせ、あるいは予めアトマ
イズ法やその他の方法で作製したMo2N!Bz粉末お
よび/または(Mo−W)2NiBt粉末とNi粉とM
O粉の組み合わせ、またあるいはNi、Mo、W等の単
体金属粉末とB粉末との組み合わせでもよく、これらの
組み合わせの原料粉に所定量の金属炭化物および金属窒
化物または金属炭窒化物を添加すればよい。さらに原料
粉は出来る限り純度か高く、微細である方が優れた特性
を有する最終焼結体を得る上で有利であることは言うま
でもない。
WB、Mo、Niの各粉末に4a、5a、6a族の遷移
金属炭化物の一種以上、及び4a、5a、6a族の遷移
金属窒化物の一種以上または、4a、5a、6a族の遷
移金属窒化物の1種以上又はこれらの炭窒化物の一種以
上を添加し、回転ボールミルや振動ボールミル等を用い
て、エタノール等の有機溶媒中で混合・粉砕し、乾燥後
、金型プレスやラバープレスで加圧成形して、真空中ま
たはアルゴン、水素等の中性あるいは還元性雰囲気にお
いて、1000°C以上の温度、多くの場合1100〜
1500°C程度の温度領域で加熱すればよい。用いる
原料粉は必ずしも上記のMoB粉、WB粉、MO粉、N
i粉の形である必要はなく、N1−8合金粉とMO粉、
W粉およびNi粉との組み合わせ、あるいは予めアトマ
イズ法やその他の方法で作製したMo2N!Bz粉末お
よび/または(Mo−W)2NiBt粉末とNi粉とM
O粉の組み合わせ、またあるいはNi、Mo、W等の単
体金属粉末とB粉末との組み合わせでもよく、これらの
組み合わせの原料粉に所定量の金属炭化物および金属窒
化物または金属炭窒化物を添加すればよい。さらに原料
粉は出来る限り純度か高く、微細である方が優れた特性
を有する最終焼結体を得る上で有利であることは言うま
でもない。
上記原料を焼成すると昇温過程で原料中の訃、Ni、B
、Wの各成分か反応し、MMo2N1Bあるいは(Mo
4)、NiB2などの複硼化物を生成し、次にこれらの
複硼化物とNiおよびMoを主成分とする残りの相か共
晶反応を起こし液相な生ずる。この液相焼結のため、相
対密度がほぼ100%の緻密な焼結体か得られる。本発
明の特徴はこの液相焼結にもあり通常の固相焼結では得
られないような高密度の焼結体が容易に得られる。
、Wの各成分か反応し、MMo2N1Bあるいは(Mo
4)、NiB2などの複硼化物を生成し、次にこれらの
複硼化物とNiおよびMoを主成分とする残りの相か共
晶反応を起こし液相な生ずる。この液相焼結のため、相
対密度がほぼ100%の緻密な焼結体か得られる。本発
明の特徴はこの液相焼結にもあり通常の固相焼結では得
られないような高密度の焼結体が容易に得られる。
本発明の場合、焼成後の、主にNiとMoからなる結合
部相と、複硼化物相の割合は、結合部が5〜70重量%
、複硼化物か95〜30重量%、好ましくは結合部か1
0〜60重量%、複硼化物が40〜90重量%、特に結
合部が15〜30重量%、複硼化物が70〜85重量%
か好ましい。本発明において結合部と複硼化物の割合を
上記の値とする理由は、結合部が5重量%未満では靭性
が不足し、結合部か70重量%を越えると硬度や高温強
度(耐熱性)の低下や、焼結時の変形が著しくなるなど
好ましくないためである。
部相と、複硼化物相の割合は、結合部が5〜70重量%
、複硼化物か95〜30重量%、好ましくは結合部か1
0〜60重量%、複硼化物が40〜90重量%、特に結
合部が15〜30重量%、複硼化物が70〜85重量%
か好ましい。本発明において結合部と複硼化物の割合を
上記の値とする理由は、結合部が5重量%未満では靭性
が不足し、結合部か70重量%を越えると硬度や高温強
度(耐熱性)の低下や、焼結時の変形が著しくなるなど
好ましくないためである。
焼結体中に炭素を含有させる方法としては前述した炭化
物、炭窒化物として添加する方法のほかに原料粉に炭素
粉(カーボンブラック、黒鉛粉等)を添加する方法かあ
るが、炭素粉の形で添加した場合、炭素粉と、焼成中に
生じた液相との濡れが悪いため、焼結か阻害され、最終
焼結体中にボアか残ることかある。これに対して、金属
炭化物(又は炭窒化物)の形、好ましくは、 4a、5
a、6a属遷移金属炭化物の形、特にTaC,NbC,
VIC,MotCの形で炭素を添加すると、焼結か阻害
されることもなく、また、金属炭化物中の金属元素によ
る固溶強化も期待できることから好ましい。
物、炭窒化物として添加する方法のほかに原料粉に炭素
粉(カーボンブラック、黒鉛粉等)を添加する方法かあ
るが、炭素粉の形で添加した場合、炭素粉と、焼成中に
生じた液相との濡れが悪いため、焼結か阻害され、最終
焼結体中にボアか残ることかある。これに対して、金属
炭化物(又は炭窒化物)の形、好ましくは、 4a、5
a、6a属遷移金属炭化物の形、特にTaC,NbC,
VIC,MotCの形で炭素を添加すると、焼結か阻害
されることもなく、また、金属炭化物中の金属元素によ
る固溶強化も期待できることから好ましい。
添加する炭素の量は、焼結体の全重量に対する重量%で
0.05〜3重量%好ましくは0.1〜2重量%、特に
0.1〜1.0重量%で強度向上への効果が顕著である
。
0.05〜3重量%好ましくは0.1〜2重量%、特に
0.1〜1.0重量%で強度向上への効果が顕著である
。
炭素の添加量を上記のように限定した理由は炭素の量か
0.05重量%より少ないと焼結体の強度向上効果があ
まり認められず、3重量%より多いと強度と靭性、特に
靭性が大きく低下するためである。
0.05重量%より少ないと焼結体の強度向上効果があ
まり認められず、3重量%より多いと強度と靭性、特に
靭性が大きく低下するためである。
焼結体中に窒素を含有させる方法としては。
前述のように原料粉に金属窒化物又は炭窒化物を添加す
る方法か簡便であり、焼結体の高温強度を上昇させる上
て効果的である。添加する金属窒化物の種類は4a、5
a、6a属遷移金属であれば、いずれも室温並びに高温
強度の改善に有効であるが本発明者らの検討範囲内では
特に、TaN、NbN、TiNの添加が強度向上の効果
に秀いてでおり、好ましいことか見い出された。
る方法か簡便であり、焼結体の高温強度を上昇させる上
て効果的である。添加する金属窒化物の種類は4a、5
a、6a属遷移金属であれば、いずれも室温並びに高温
強度の改善に有効であるが本発明者らの検討範囲内では
特に、TaN、NbN、TiNの添加が強度向上の効果
に秀いてでおり、好ましいことか見い出された。
添加する窒素の量は、焼結体の全重量に対する重量%て
0.05〜2重量%、好ましくは0.1〜1重量%、特
に0.1〜0.8重量%て強度の向上か顕著である。窒
素の添加量をこのように限定したのは、添加量か少なす
ぎると焼結体の強度のt!に廊に及ぼす効果かあまり見
られず、逆に添加量が多ずぎると、窒素ガスが焼結体中
にボアとして残り、このボアが欠陥として作用するため
に強度か低下するからである。
0.05〜2重量%、好ましくは0.1〜1重量%、特
に0.1〜0.8重量%て強度の向上か顕著である。窒
素の添加量をこのように限定したのは、添加量か少なす
ぎると焼結体の強度のt!に廊に及ぼす効果かあまり見
られず、逆に添加量が多ずぎると、窒素ガスが焼結体中
にボアとして残り、このボアが欠陥として作用するため
に強度か低下するからである。
[作用]
次に、焼結体中に、含有された炭素及び窒素の作用につ
いて述べる。
いて述べる。
原料粉に添加された炭化物の一部あるいは大部分は、焼
成中に金属と炭素の各元素に分解して結合相及び硬質相
中に固溶し、これらの元素の固溶強化作用により強度か
上昇させるものと考えられる。さらに、炭化物の添加に
より、焼結体の組織が著しく変化し、特に複硼化物粒子
の粒径が微細化することが認められることから、炭化物
添加による複硼化物粒子の微細化効果も強度の向上に有
効に作用していると考えられる。添加した炭化物中の炭
素の作用をより明確にするため、原料粉に炭化物の構成
成分の金属元素を単体で添加(すなわち、 Ta、Nb
、W、Mo等を添加)して焼結体を得た。この場合、炭
化物添加した場合にみられたような、組織の微細化か認
められず1強度の向上も炭化物添加に比べて満足の行く
ものではなかった。このことから、炭化物の形で炭素を
添加した場合の、炭素の強度向上に対する作用は明らか
である。
成中に金属と炭素の各元素に分解して結合相及び硬質相
中に固溶し、これらの元素の固溶強化作用により強度か
上昇させるものと考えられる。さらに、炭化物の添加に
より、焼結体の組織が著しく変化し、特に複硼化物粒子
の粒径が微細化することが認められることから、炭化物
添加による複硼化物粒子の微細化効果も強度の向上に有
効に作用していると考えられる。添加した炭化物中の炭
素の作用をより明確にするため、原料粉に炭化物の構成
成分の金属元素を単体で添加(すなわち、 Ta、Nb
、W、Mo等を添加)して焼結体を得た。この場合、炭
化物添加した場合にみられたような、組織の微細化か認
められず1強度の向上も炭化物添加に比べて満足の行く
ものではなかった。このことから、炭化物の形で炭素を
添加した場合の、炭素の強度向上に対する作用は明らか
である。
原料粉に添加された窒化物の一部または大部分は焼成中
に金属と、窒素の各元素に分解しく窒素の一部はN2ガ
スの形で焼結体の外へ放出される)、このうちの窒素は
、主に結合相中に固溶し、金属元素は、結合相と、複硼
化物相の両相に固溶することかXMAや^ES分析によ
り確認されている。金属元素を単体で添加した焼結体と
、窒化物を添加した焼結体の室温〜800℃程度まての
強度を比較すると、窒化物添加した焼結体にのみ、高温
での強度の改善が認められることから、結合相中に固溶
した窒素が、結合相の耐熱性を高めているものと考えら
れる。
に金属と、窒素の各元素に分解しく窒素の一部はN2ガ
スの形で焼結体の外へ放出される)、このうちの窒素は
、主に結合相中に固溶し、金属元素は、結合相と、複硼
化物相の両相に固溶することかXMAや^ES分析によ
り確認されている。金属元素を単体で添加した焼結体と
、窒化物を添加した焼結体の室温〜800℃程度まての
強度を比較すると、窒化物添加した焼結体にのみ、高温
での強度の改善が認められることから、結合相中に固溶
した窒素が、結合相の耐熱性を高めているものと考えら
れる。
また、窒化物添加には焼結体中の複硼化物粒子の均質化
効果と、異常粒成長の抑制効果が認められており、この
結果強度のバラツキか低減される。
効果と、異常粒成長の抑制効果が認められており、この
結果強度のバラツキか低減される。
以上のように、炭素添加には、焼結体の室温強度の向上
効果、窒素添加には、高温強度の向上と強度のバラツキ
中の低減効果があり、さらに、炭素と窒素を同時に含有
させることにより、これらの効果か相乗的に作用して、
炭素や窒素を単独で含有させた場合より、−そうの強度
の向上がもたらされる。
効果、窒素添加には、高温強度の向上と強度のバラツキ
中の低減効果があり、さらに、炭素と窒素を同時に含有
させることにより、これらの効果か相乗的に作用して、
炭素や窒素を単独で含有させた場合より、−そうの強度
の向上がもたらされる。
なお、望ましい本発明焼結体としての複硼化物粒子の粒
径はそのほとんど、例えば80%以1が3〜4pm以下
の微細なものであり、かつ粒径5井履以上の粗大粒はほ
とんどなく焼結体としての気孔率は0.1%以下の緻密
なものとして得られる。
径はそのほとんど、例えば80%以1が3〜4pm以下
の微細なものであり、かつ粒径5井履以上の粗大粒はほ
とんどなく焼結体としての気孔率は0.1%以下の緻密
なものとして得られる。
[実施例]
以下、実施例により発明の詳細な説明する。
実施例(1)
MoB粉末(純度99.5%、平均粒径4.5 gm)
38重量%、WB粉末(純度88.5%、平均粒径3,
5)7重量%、TaC粉末(純度98.5%、平均粒径
1、+ 7zm)8重量%、TaN粉末(98,4%、
平均粒径3pm)4重量%、No粉末(純度99.9%
、平均粒径0.78tLm)6重量%、旧粉末(純度9
9.6%、平均粒径2.8 g m)37重量%を秤量
後、振動ミルを用いて、エタノール中で24h混合粉砕
した。
38重量%、WB粉末(純度88.5%、平均粒径3,
5)7重量%、TaC粉末(純度98.5%、平均粒径
1、+ 7zm)8重量%、TaN粉末(98,4%、
平均粒径3pm)4重量%、No粉末(純度99.9%
、平均粒径0.78tLm)6重量%、旧粉末(純度9
9.6%、平均粒径2.8 g m)37重量%を秤量
後、振動ミルを用いて、エタノール中で24h混合粉砕
した。
スラリーを真空乾燥後、2 ton/c+s2の圧力で
静水圧プレスを行い、10−’torrの真空中に於い
て1275℃で1時間焼成した。こうして得られた焼結
体は、主として(Mo・W)JiBg及びMoJiBg
からなる硬質相がTaCの添加により、微細化され、か
つ、TaNの添加により異常粒成長が抑制された、理想
的な組織を呈していた。なお、添加したTaCとTaH
の一部は、焼成中に分解して、主としてNiとMOから
構成される結合相中に溶解していることが、分析により
明らかとなった。
静水圧プレスを行い、10−’torrの真空中に於い
て1275℃で1時間焼成した。こうして得られた焼結
体は、主として(Mo・W)JiBg及びMoJiBg
からなる硬質相がTaCの添加により、微細化され、か
つ、TaNの添加により異常粒成長が抑制された、理想
的な組織を呈していた。なお、添加したTaCとTaH
の一部は、焼成中に分解して、主としてNiとMOから
構成される結合相中に溶解していることが、分析により
明らかとなった。
またこの焼結体は相対密度99.9%、で、機械的性質
としては、室温曲げ強度250kg/5m280口℃の
大気中での曲げ強度205kg/am2破壊靭性値Kl
a= 21MN/s”” 、室温でのビッカース硬度9
50kg/*m” 800℃でのビッカース硬度800
kg/am”であった。
としては、室温曲げ強度250kg/5m280口℃の
大気中での曲げ強度205kg/am2破壊靭性値Kl
a= 21MN/s”” 、室温でのビッカース硬度9
50kg/*m” 800℃でのビッカース硬度800
kg/am”であった。
実施例2)〜10)
実施例1)と同様のプロセスで種々の組成の焼結体を作
製し、特性を調べたところ表1のような結果を得た。な
お、これらの焼結体は、実施例1)と同様に、窒化物及
び炭化物の添加効果により、硬質相が微細化され1.か
つ異常粒成長が少ない組織を呈していた。
製し、特性を調べたところ表1のような結果を得た。な
お、これらの焼結体は、実施例1)と同様に、窒化物及
び炭化物の添加効果により、硬質相が微細化され1.か
つ異常粒成長が少ない組織を呈していた。
比較例1)〜3)
実施例1)と同様のプロセスで窒化物や炭化物を添加し
ない焼結体を作製し、特性を調べたところ表1のような
結果を得た。これらの焼結体の組織は、硬質相の粒径が
大きく(例えば5gm以上のものか多くなる)またスケ
ルトンを多く形成していた。
ない焼結体を作製し、特性を調べたところ表1のような
結果を得た。これらの焼結体の組織は、硬質相の粒径が
大きく(例えば5gm以上のものか多くなる)またスケ
ルトンを多く形成していた。
[発明の効果]
このように、本発明焼結体は高密度で広い温度範囲にわ
たって高強度に加えて高靭性を兼ね備えており、さらに
十分な硬度、耐熱衝撃性やI耐酸化性も有している材料
であるため、各種金型や機械構成部材、特に高耐熱性を
要求されるこれらの部材に最適であるばかりか、耐食性
、導電性にも本質的に優れているため、高温耐食部材、
電極等の広い用途にも使用できるもので、硼化物の特質
をまさに有効に発揮しうろことを可能となしたものであ
って、その実用的価値は多大である。
たって高強度に加えて高靭性を兼ね備えており、さらに
十分な硬度、耐熱衝撃性やI耐酸化性も有している材料
であるため、各種金型や機械構成部材、特に高耐熱性を
要求されるこれらの部材に最適であるばかりか、耐食性
、導電性にも本質的に優れているため、高温耐食部材、
電極等の広い用途にも使用できるもので、硼化物の特質
をまさに有効に発揮しうろことを可能となしたものであ
って、その実用的価値は多大である。
Claims (6)
- (1)Ni,Mo複硼化物及び/又はNi,Mo,W複
硼化物を主たる硬質相とし、結合相が主として Ni,Moからなる焼結体において、炭素及び窒素を含
有することを特徴とする高強度、高靭性の焼結体。 - (2)結合相が5〜70重量%である請求項(1)記載
の焼結体。 - (3)結合相が10〜60重量%である請求項(2)記
載の焼結体。 - (4)含有される炭素及び窒素の量が各々0.05〜3
重量%、0.05〜2重量%である請求項第(1)乃至
(3)のいづれか一つに記載の焼結体。 - (5)含有される炭素及び窒素の量が各々0.1〜2重
量%、0.1〜1重量%である請求項(4)記載の焼結
体。 - (6)炭素及び窒素を周期律表4a,5a,6a族の遷
移金属炭化物の一種以上及び4a,5a,6a族の遷移
金属窒化物の一種以上又は4a,5a,6a族の遷移金
属の炭窒化物の1種以上として添加する,請求項第(1
)乃至(5)のいづれか一つに記載の焼結体。
Priority Applications (4)
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---|---|---|---|
JP63168930A JP2668955B2 (ja) | 1988-07-08 | 1988-07-08 | 複硼化物基焼結体及びその製造方法 |
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US07/352,414 US5022919A (en) | 1988-07-08 | 1989-05-16 | Complex boride cermets and processes for their production |
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JP63168930A JP2668955B2 (ja) | 1988-07-08 | 1988-07-08 | 複硼化物基焼結体及びその製造方法 |
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Publication Number | Publication Date |
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JPH0219441A true JPH0219441A (ja) | 1990-01-23 |
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ID=15877184
Family Applications (1)
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JP63168930A Expired - Fee Related JP2668955B2 (ja) | 1988-07-08 | 1988-07-08 | 複硼化物基焼結体及びその製造方法 |
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Country | Link |
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EP (1) | EP0349740B1 (ja) |
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DE (1) | DE68925310T2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2014231638A (ja) * | 2013-04-30 | 2014-12-11 | 地方独立行政法人東京都立産業技術研究センター | マグネシウム粉末冶金焼結体の製造方法、そのマグネシウム粉末冶金焼結体およびマグネシウム粉末冶金材料 |
CN104911434A (zh) * | 2015-06-01 | 2015-09-16 | 陕西理工学院 | 一种碳化物增强Mo2NiB2金属陶瓷及其制备方法 |
CN105734390A (zh) * | 2016-04-22 | 2016-07-06 | 燕山大学 | 一种高熵合金结合的立方氮化硼聚晶复合材料的制备方法 |
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---|---|---|---|---|
FR2678286B1 (fr) * | 1991-06-28 | 1994-06-17 | Sandvik Hard Materials Sa | Cermets a base de borures des metaux de transition, leur fabrication et leurs applications. |
JPH05209247A (ja) * | 1991-09-21 | 1993-08-20 | Hitachi Metals Ltd | サーメット合金及びその製造方法 |
US5323838A (en) * | 1992-07-08 | 1994-06-28 | Asahi Glass Company Ltd. | Injection sleeve for die casting and a method of casting an aluminum or an aluminum alloy part |
JP3025601B2 (ja) * | 1993-04-28 | 2000-03-27 | 旭硝子株式会社 | 鍛造加工用金型およびその製造方法 |
US6030429A (en) * | 1996-08-06 | 2000-02-29 | Toyo Kohan Co., Ltd. | Hard sintered alloy |
DE10117657B4 (de) * | 2001-04-09 | 2011-06-09 | Widia Gmbh | Komplex-Borid-Cermet-Körper und Verwendung dieses Körpers |
US20070105706A1 (en) * | 2005-06-06 | 2007-05-10 | General Atomics | Ceramic Armor |
CN102333902A (zh) | 2009-03-10 | 2012-01-25 | 东洋钢钣株式会社 | 形成溶射层的高耐腐蚀耐磨损部件以及形成该高耐腐蚀耐磨损部件的溶射层形成用粉末 |
MX2015013236A (es) | 2013-03-15 | 2016-04-04 | Mesocoat Inc | Polvos de aspersion termica de materiales ceramicos ternarios y metodo de recubrimiento. |
CN104532041B (zh) * | 2014-12-12 | 2016-08-24 | 西安交通大学 | 一种 Mo2NiB2 基金属陶瓷的制备工艺 |
CN113005319B (zh) * | 2021-02-22 | 2023-01-20 | 深圳羽动创新科技有限公司 | 一种金属陶瓷耐磨材料及其制备方法 |
CN113480315B (zh) * | 2021-06-25 | 2022-08-30 | 燕山大学 | 一种高熵低硼化物陶瓷及其制备方法 |
CN116121616A (zh) * | 2022-11-25 | 2023-05-16 | 西安近代化学研究所 | 一种TiN改性Mo2NiB2基复合材料的制备方法 |
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GB790917A (en) * | 1953-06-22 | 1958-02-19 | American Electro Metal Corp | Hard refractory metal boride compositions and their production |
US2776468A (en) * | 1953-06-22 | 1957-01-08 | Borolite Corp | Ternary metal boride compositions |
CH496415A (de) * | 1968-09-20 | 1970-09-30 | Villat Marcel | Metallhaltiger Schmuckgegenstand |
US3903238A (en) * | 1971-12-06 | 1975-09-02 | Nordstjernan Rederi Ab | Chlorination of tungsten-base alloys |
US4235630A (en) * | 1978-09-05 | 1980-11-25 | Caterpillar Tractor Co. | Wear-resistant molybdenum-iron boride alloy and method of making same |
AT366279B (de) * | 1979-07-09 | 1982-03-25 | Tyrolia Freizeitgeraete | Skibremse |
JPS6057499B2 (ja) * | 1981-10-19 | 1985-12-16 | 東洋鋼鈑株式会社 | 硬質焼結合金 |
JPH0768600B2 (ja) * | 1986-12-05 | 1995-07-26 | 旭硝子株式会社 | 複硼化物焼結体 |
-
1988
- 1988-07-08 JP JP63168930A patent/JP2668955B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1989
- 1989-05-16 EP EP89108767A patent/EP0349740B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1989-05-16 US US07/352,414 patent/US5022919A/en not_active Expired - Lifetime
- 1989-05-16 DE DE68925310T patent/DE68925310T2/de not_active Expired - Fee Related
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---|---|
US5022919A (en) | 1991-06-11 |
EP0349740A2 (en) | 1990-01-10 |
JP2668955B2 (ja) | 1997-10-27 |
EP0349740B1 (en) | 1996-01-03 |
EP0349740A3 (en) | 1990-07-11 |
DE68925310D1 (de) | 1996-02-15 |
DE68925310T2 (de) | 1996-09-05 |
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