JPH0369962B2 - - Google Patents
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- JPH0369962B2 JPH0369962B2 JP56052709A JP5270981A JPH0369962B2 JP H0369962 B2 JPH0369962 B2 JP H0369962B2 JP 56052709 A JP56052709 A JP 56052709A JP 5270981 A JP5270981 A JP 5270981A JP H0369962 B2 JPH0369962 B2 JP H0369962B2
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
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- C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
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Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、優れた硬度と靭性を有する焼結高Ｖ
高速度鋼の粉末冶金的製造方法に関するものであ
る。
高速度鋼の粉末冶金的製造方法に関するものであ
る。
鉄基高合金鋼のうち、赤熱状態になつても軟化
しない鋼として高速度鋼が知られており、バイ
ト、ドリル、カツター、リーマ、ダイス、剪断機
の刃等に広く用いられている。また、WC粉末と
Co粉末を適当に配合して焼結した超硬合金も知
られており、切削工具やダイス等に広く用いられ
ている。高速度鋼は靭性が優れている反面、硬度
が低く、超硬合金は硬度が優れている反面、靭性
が劣る欠点があり、高速度鋼と超硬合金の中間に
位置づけられる特性のものが強く望まれている。
しない鋼として高速度鋼が知られており、バイ
ト、ドリル、カツター、リーマ、ダイス、剪断機
の刃等に広く用いられている。また、WC粉末と
Co粉末を適当に配合して焼結した超硬合金も知
られており、切削工具やダイス等に広く用いられ
ている。高速度鋼は靭性が優れている反面、硬度
が低く、超硬合金は硬度が優れている反面、靭性
が劣る欠点があり、高速度鋼と超硬合金の中間に
位置づけられる特性のものが強く望まれている。
高速度鋼はマルテンサイト系鉄合金基質中に、
M6C，M23C6及びMC型炭化物（Ｍは金属又は合
金を示す）の微細な粒子が分散する組織を有し、
主として靭性は基質に、硬さは炭化物量に依存す
ると考えられている。従来高速度鋼の種類は多い
が、何れも基本となる合金組成は簡単で、Ｗ，
Mo，Cr，Ｖ，Co，Ｃ，Feを主たる構成元素と
し、Ｗ＋2Mo（Ｗ当量）10.0〜24％、Cr4％、V1
〜５％、Co0〜17％、Mn＋Si2％以下、残部Feと
Ｃからなるものとして記載でき、Ｃは一応Ｃ＝
0.19＋0.017W当量＋0.2〜0.22V（％）を基に定め
られる（参考文献 今藤正男、金属学会会報、
vol.5，No.７（1966），p.445〜449）。本発明も、Ｖ
量の除き、この骨子を踏襲する。これ等元素のう
ちM6C及びM23C6型炭化物を形成するのは主とし
てＷとMoであり、MC型炭化物を形成するのは
Ｖ（VC又はV4C3として存在する）と考えられて
おり、炭化物の総量は20〜30％である。
M6C，M23C6及びMC型炭化物（Ｍは金属又は合
金を示す）の微細な粒子が分散する組織を有し、
主として靭性は基質に、硬さは炭化物量に依存す
ると考えられている。従来高速度鋼の種類は多い
が、何れも基本となる合金組成は簡単で、Ｗ，
Mo，Cr，Ｖ，Co，Ｃ，Feを主たる構成元素と
し、Ｗ＋2Mo（Ｗ当量）10.0〜24％、Cr4％、V1
〜５％、Co0〜17％、Mn＋Si2％以下、残部Feと
Ｃからなるものとして記載でき、Ｃは一応Ｃ＝
0.19＋0.017W当量＋0.2〜0.22V（％）を基に定め
られる（参考文献 今藤正男、金属学会会報、
vol.5，No.７（1966），p.445〜449）。本発明も、Ｖ
量の除き、この骨子を踏襲する。これ等元素のう
ちM6C及びM23C6型炭化物を形成するのは主とし
てＷとMoであり、MC型炭化物を形成するのは
Ｖ（VC又はV4C3として存在する）と考えられて
おり、炭化物の総量は20〜30％である。
従来、このような高速度鋼の硬度を高めるため
に、炭化物量を増加させることが試みられたが、
Ｗ当量を増加（必要なＣ量も増加）させると靭性
が極端に低下し、組織を劣化する。現用の高速度
鋼のＷ当量を10〜24％としたのはこのような実験
帰結によるものである。またＶ量を増加（必要な
Ｃ量も増加）させると、溶解温度が高くなると同
時に固液共存範囲が広がり、更に鋳造時に発生す
る羽毛状炭化物を破砕するための熱間鍛造が困難
となるため、Ｖ量は５％以下に制限されている。
に、炭化物量を増加させることが試みられたが、
Ｗ当量を増加（必要なＣ量も増加）させると靭性
が極端に低下し、組織を劣化する。現用の高速度
鋼のＷ当量を10〜24％としたのはこのような実験
帰結によるものである。またＶ量を増加（必要な
Ｃ量も増加）させると、溶解温度が高くなると同
時に固液共存範囲が広がり、更に鋳造時に発生す
る羽毛状炭化物を破砕するための熱間鍛造が困難
となるため、Ｖ量は５％以下に制限されている。
最近、粉末高速度鋼と呼ばれるものが用いられ
ている。これは前記高速度鋼の溶湯を噴霧急冷し
て得られた粗い粉末を、熱間静水圧によつて圧縮
することにより造られ、急冷により炭化物の粗大
化が阻止されるので、炭化物破砕のための鍛造は
必要ないが、ビレツト成型のための鍛造を必要と
する。またＶ量の増加にともなう固液共存温度の
拡大と急冷速度のかねあいによつては、粉末中の
MC炭化物が急冷中粗大化する危険がともない、
粉末高速度鋼においてもＶ量の増加は困難で6.5
％以下に抑えられている。
ている。これは前記高速度鋼の溶湯を噴霧急冷し
て得られた粗い粉末を、熱間静水圧によつて圧縮
することにより造られ、急冷により炭化物の粗大
化が阻止されるので、炭化物破砕のための鍛造は
必要ないが、ビレツト成型のための鍛造を必要と
する。またＶ量の増加にともなう固液共存温度の
拡大と急冷速度のかねあいによつては、粉末中の
MC炭化物が急冷中粗大化する危険がともない、
粉末高速度鋼においてもＶ量の増加は困難で6.5
％以下に抑えられている。
本発明はこれに鑑み、種々検討の結果、VC最
も安定な炭化物の一つで、鋼中において他の炭化
物及び基質に影響を与えないこと、及びVC量の
制限は製造時に液相が介入して鍛造が必要となる
ことに基づくことを知見し、更に検討の結果、一
貫して固相反応のみに終始する粉末冶金的手法に
よれば上記困難は克服できることに着目して、通
常の高速度鋼と超硬合金の中間に位置づけられる
特性の高Ｖ高速度鋼の製造方法を開発したもので
ある。
も安定な炭化物の一つで、鋼中において他の炭化
物及び基質に影響を与えないこと、及びVC量の
制限は製造時に液相が介入して鍛造が必要となる
ことに基づくことを知見し、更に検討の結果、一
貫して固相反応のみに終始する粉末冶金的手法に
よれば上記困難は克服できることに着目して、通
常の高速度鋼と超硬合金の中間に位置づけられる
特性の高Ｖ高速度鋼の製造方法を開発したもので
ある。
本発明の第１の目的は、通常の高速度鋼と超硬
合金の中間に位置づけられる優れた硬度と靭性を
有する焼結高Ｖ高速度鋼を容易に製造するための
もので、C1.4〜6.2％、Ｗ＋2Mo（Ｗ当量）10.0〜
24.0％、Cr3.0〜6.0％、V8.5〜38％、Co17％以
下、残部Feと不可避的不純物からなる焼結高Ｖ
高速度鋼の製造において、合金の金属成分に対応
する酸化物粉末を用い、これに炭素粉末を加えて
合金組成に配合し、更に酸化物をCOとして還元
する炭素粉末を加えて混合粉砕し、これを水素気
流中で加熱して水素と炭素により酸化物を共還元
すると同時に合金化させ、得られた合金粉の組成
及び粒度を調整してから成型し、これを真空中で
固相焼結した後、熱間静水圧（HIP）処理してか
ら熱処理することにより合金基質をマルテンサイ
ト化することを特徴とするものである。
合金の中間に位置づけられる優れた硬度と靭性を
有する焼結高Ｖ高速度鋼を容易に製造するための
もので、C1.4〜6.2％、Ｗ＋2Mo（Ｗ当量）10.0〜
24.0％、Cr3.0〜6.0％、V8.5〜38％、Co17％以
下、残部Feと不可避的不純物からなる焼結高Ｖ
高速度鋼の製造において、合金の金属成分に対応
する酸化物粉末を用い、これに炭素粉末を加えて
合金組成に配合し、更に酸化物をCOとして還元
する炭素粉末を加えて混合粉砕し、これを水素気
流中で加熱して水素と炭素により酸化物を共還元
すると同時に合金化させ、得られた合金粉の組成
及び粒度を調整してから成型し、これを真空中で
固相焼結した後、熱間静水圧（HIP）処理してか
ら熱処理することにより合金基質をマルテンサイ
ト化することを特徴とするものである。
本発明の第２の目的は、焼結高Ｖ高速度鋼の製
造を容易ならしめると共に、VC炭化物粒度の調
整を可能ならしめる他の製造方法を提供するもの
で、C1.4〜6.2％、Ｗ＋2Mo（Ｗ当量）10.0〜24.0
％、Cr3.0〜6.0％、V8.5〜38％、Co17％以下、残
部Feと不可避的不純物からなる焼結高Ｖ高速度
鋼の製造において、合金の金属成分に対応する酸
化物粉末を用い、これに炭素粉末を加えて、一旦
Ｖ量の少ない合金組成に配合し、更に酸化物を
COとして還元する炭素粉末を加えて混合粉砕し、
これを水素気流中で加熱して水素と炭素により酸
化物を共還元すると同時に合金化させ、得られた
合金粉の組成を調整すると共にVC粉末を加え、
所望の最終組成にし、混合又は／及び粉砕して合
金粒の粒度を調整してから、これを成型して真空
中で固相焼結した後、熱間静水圧処理してから熱
処理することにより合金基質をマルテンサイト化
することを特徴とするものである。
造を容易ならしめると共に、VC炭化物粒度の調
整を可能ならしめる他の製造方法を提供するもの
で、C1.4〜6.2％、Ｗ＋2Mo（Ｗ当量）10.0〜24.0
％、Cr3.0〜6.0％、V8.5〜38％、Co17％以下、残
部Feと不可避的不純物からなる焼結高Ｖ高速度
鋼の製造において、合金の金属成分に対応する酸
化物粉末を用い、これに炭素粉末を加えて、一旦
Ｖ量の少ない合金組成に配合し、更に酸化物を
COとして還元する炭素粉末を加えて混合粉砕し、
これを水素気流中で加熱して水素と炭素により酸
化物を共還元すると同時に合金化させ、得られた
合金粉の組成を調整すると共にVC粉末を加え、
所望の最終組成にし、混合又は／及び粉砕して合
金粒の粒度を調整してから、これを成型して真空
中で固相焼結した後、熱間静水圧処理してから熱
処理することにより合金基質をマルテンサイト化
することを特徴とするものである。
本発明法に係る焼結高Ｖ高速度鋼は、マルテン
サイト系鉄合金基質中にM6C，M23C6及びMC型
炭化物の微細な粒子を均一に分散させた組織を有
し、特にMC型炭化物であるVCを多量に分散せ
しめたもので、VCの増加により硬度を著しく向
上せしめると共に靭性の劣化を防止せんとするも
のである。しかして本発明法に係る高速度鋼は実
質的に前記組成範囲からなり、かかる範囲に限定
したのは次の理由によるものである。Ｃ量がＷ当
量とＶに依存することを別にすれば、Ｖを除く他
の成分元素が該範囲にあるときは高速度鋼の望ま
しい性能が得られ、逆にこの範囲を外れると得ら
れないことは、よく知られた経験的事実である。
この事実はＶの多寡によつては左右されない。何
故ならＶは炭化物形成力が最も強い元素の一つで
あり、あたかも独立成分として挙動するからであ
る。従つてＶ量は理論的には零から任意％でよ
い。もつとも実際には上限がある。例えば、焼鈍
状態では約20％までは楽に切削加工が可能であ
り、25％でも一応は可能である。他方、38％まで
は研削加工が可能であるが、40％では困難であ
る。よつて上限を38％とする。また下限は加工上
の制約は受けないが、実施例３で示すように高Ｖ
化の効果が8.5％以上で現われてくる。よつて8.5
％〜38％をＶ量の範囲とした。
サイト系鉄合金基質中にM6C，M23C6及びMC型
炭化物の微細な粒子を均一に分散させた組織を有
し、特にMC型炭化物であるVCを多量に分散せ
しめたもので、VCの増加により硬度を著しく向
上せしめると共に靭性の劣化を防止せんとするも
のである。しかして本発明法に係る高速度鋼は実
質的に前記組成範囲からなり、かかる範囲に限定
したのは次の理由によるものである。Ｃ量がＷ当
量とＶに依存することを別にすれば、Ｖを除く他
の成分元素が該範囲にあるときは高速度鋼の望ま
しい性能が得られ、逆にこの範囲を外れると得ら
れないことは、よく知られた経験的事実である。
この事実はＶの多寡によつては左右されない。何
故ならＶは炭化物形成力が最も強い元素の一つで
あり、あたかも独立成分として挙動するからであ
る。従つてＶ量は理論的には零から任意％でよ
い。もつとも実際には上限がある。例えば、焼鈍
状態では約20％までは楽に切削加工が可能であ
り、25％でも一応は可能である。他方、38％まで
は研削加工が可能であるが、40％では困難であ
る。よつて上限を38％とする。また下限は加工上
の制約は受けないが、実施例３で示すように高Ｖ
化の効果が8.5％以上で現われてくる。よつて8.5
％〜38％をＶ量の範囲とした。
このような本発明法に係る焼結高Ｖ高速度鋼
は、粉末冶金的手法によつて造られる。粉末冶金
により造るためには、焼結可能な所望組成及び組
織の合金粉を得る必要がある。このため先ず、合
金の金属成分に対応する酸化物粉末を、炭素成分
に炭素粉末を用いて所望の合金組成に配合し、こ
れに酸化物をCOとして還元する炭素を加えたも
のを混合粉砕して10μ以下、望ましくは5μ以下の
粒度にした後、水素気流中で加熱して酸化物を水
素と炭素により共還元すると同時に合金化する。
共還元の特徴は、1000℃前後の比較的低温で混合
粉末の還元と合金化が可能で、しかも得られた合
金粉が実質的に二次成長を起さないため、軽い粉
砕で元の粒径にもどる点にある。炭素又は水素の
何れか一方のみによる還元では、一部に液相が出
現する高温に上げないと還元も合金化も完全では
なく、高温に上げると混合粉は合金化につれて強
く結合してしまい、その後の粉砕を不能にするの
みか、液相の出現によつて生成炭化物が粗大化し
てしまうという不都合が生ずる。
は、粉末冶金的手法によつて造られる。粉末冶金
により造るためには、焼結可能な所望組成及び組
織の合金粉を得る必要がある。このため先ず、合
金の金属成分に対応する酸化物粉末を、炭素成分
に炭素粉末を用いて所望の合金組成に配合し、こ
れに酸化物をCOとして還元する炭素を加えたも
のを混合粉砕して10μ以下、望ましくは5μ以下の
粒度にした後、水素気流中で加熱して酸化物を水
素と炭素により共還元すると同時に合金化する。
共還元の特徴は、1000℃前後の比較的低温で混合
粉末の還元と合金化が可能で、しかも得られた合
金粉が実質的に二次成長を起さないため、軽い粉
砕で元の粒径にもどる点にある。炭素又は水素の
何れか一方のみによる還元では、一部に液相が出
現する高温に上げないと還元も合金化も完全では
なく、高温に上げると混合粉は合金化につれて強
く結合してしまい、その後の粉砕を不能にするの
みか、液相の出現によつて生成炭化物が粗大化し
てしまうという不都合が生ずる。
酸化物をCOとして還元するための炭素量は、
COとして還元する場合の理論当量の約1/2を一応
の目安とし、残りの半分は水素還元に肩代りさせ
る。水素気流中の加熱は充分時間をかけてゆつく
り行ない、最高温度に３時間程度保持すればよ
い。炭素量を理論当量の約1/2とした理由は、水
素の供給条件、加熱条件、炉寸法等によつて左右
されるためである。注意すべきは、水素による還
元と添加炭素による還元比が正確に１：１でなく
とも、実質的に完全な還元と合金化が粉の二次成
長を起さない範囲で行なわれればよく、望ましい
比は１：１が中心であることは事実としても、多
少の巾が許されるものである。従つて、共還元と
いえば１：１を中心に多少の巾をもたせた意味に
解するものとする。更に詳しくいうと、このよう
にして決めた必要炭素量も制御不能の要因によつ
て狭い範囲内で変動し、偶発的に炭素不足側にず
れたときは合金成分の有効炭素量を消費する。通
常は消費し尽す前に還元は終る。還元が終らない
ときは、水素供給条件、加熱条件等をかえてみる
必要がある。これに対し炭素過剰側にずれたとき
は、酸化物を添加して再び水素気流中で加熱し、
過剰炭素をのぞかなければならず、工程としても
無駄になるばかりか、焼結体の最終特性を損なう
ので好ましくない。従つて炭素量はやや不足気味
におさえるのがよい。
COとして還元する場合の理論当量の約1/2を一応
の目安とし、残りの半分は水素還元に肩代りさせ
る。水素気流中の加熱は充分時間をかけてゆつく
り行ない、最高温度に３時間程度保持すればよ
い。炭素量を理論当量の約1/2とした理由は、水
素の供給条件、加熱条件、炉寸法等によつて左右
されるためである。注意すべきは、水素による還
元と添加炭素による還元比が正確に１：１でなく
とも、実質的に完全な還元と合金化が粉の二次成
長を起さない範囲で行なわれればよく、望ましい
比は１：１が中心であることは事実としても、多
少の巾が許されるものである。従つて、共還元と
いえば１：１を中心に多少の巾をもたせた意味に
解するものとする。更に詳しくいうと、このよう
にして決めた必要炭素量も制御不能の要因によつ
て狭い範囲内で変動し、偶発的に炭素不足側にず
れたときは合金成分の有効炭素量を消費する。通
常は消費し尽す前に還元は終る。還元が終らない
ときは、水素供給条件、加熱条件等をかえてみる
必要がある。これに対し炭素過剰側にずれたとき
は、酸化物を添加して再び水素気流中で加熱し、
過剰炭素をのぞかなければならず、工程としても
無駄になるばかりか、焼結体の最終特性を損なう
ので好ましくない。従つて炭素量はやや不足気味
におさえるのがよい。
還元は完全であることに越したことはないが、
敢えてそうするまでもなく、残存酸素量が１％以
下ならそこで止めてよい。残存酸素量と残存炭素
量を実測し、前者をCOとして還元するのに要す
る炭素量と、還元で消費したかも知れない固溶又
は炭化物形成用の炭素量とを新たに合金粉に補給
して、もう一度10μ以下、望ましくは5μ以下の粒
度に混合粉砕し、粒度を調整する。残存還元炭素
量が残存酸素の除去を補つて尚余りあるときは、
最終製品に溶け込ませざるを得なくなり、炭素量
の制御を不能にするから避けた方がよい。もつと
も酸化物を添加して消費させることはできる。
敢えてそうするまでもなく、残存酸素量が１％以
下ならそこで止めてよい。残存酸素量と残存炭素
量を実測し、前者をCOとして還元するのに要す
る炭素量と、還元で消費したかも知れない固溶又
は炭化物形成用の炭素量とを新たに合金粉に補給
して、もう一度10μ以下、望ましくは5μ以下の粒
度に混合粉砕し、粒度を調整する。残存還元炭素
量が残存酸素の除去を補つて尚余りあるときは、
最終製品に溶け込ませざるを得なくなり、炭素量
の制御を不能にするから避けた方がよい。もつと
も酸化物を添加して消費させることはできる。
このようにして調整した合金粉は、必要な結合
剤、例えばパラフインを添加して所要の形状に成
型し、次いで液相を介在させない焼結、即ち固相
焼結を行なう、結合剤除去工程は、焼結とは別に
又は焼結工程の一環として行つてもよい。固相焼
結は0.1mmHg以下の真空中で行ない、高い真空度
にするよりも低圧の非酸化性雰囲気にし、脱ガス
を便ならしめることが大切である。通常は900〜
1100℃の温度間で被焼結体に脱ガス（主として
CO）がみとめられるから、これが終了してから
本焼結（固相焼結）に入る。焼結温度が低いと時
間がかかり、高いと基質及び炭化物が粒度成長を
起すから、両者の兼ね合いをみて焼結温度と時間
を実験的に決める。焼結温度は組成によつて異な
るが、1050〜1250℃の温度範囲で１〜２時間程度
であり、高Ｖになるほど焼結温度は低くなる。焼
結体の密度は対理論比で95％以上とし、さらに靭
性を向上させるために、焼結体を熱間静水圧処理
して密度を約100％にする。なお高Ｖ化すると焼
結性が良いところから焼結温度を高めて密度を98
〜99％とするのもよい。
剤、例えばパラフインを添加して所要の形状に成
型し、次いで液相を介在させない焼結、即ち固相
焼結を行なう、結合剤除去工程は、焼結とは別に
又は焼結工程の一環として行つてもよい。固相焼
結は0.1mmHg以下の真空中で行ない、高い真空度
にするよりも低圧の非酸化性雰囲気にし、脱ガス
を便ならしめることが大切である。通常は900〜
1100℃の温度間で被焼結体に脱ガス（主として
CO）がみとめられるから、これが終了してから
本焼結（固相焼結）に入る。焼結温度が低いと時
間がかかり、高いと基質及び炭化物が粒度成長を
起すから、両者の兼ね合いをみて焼結温度と時間
を実験的に決める。焼結温度は組成によつて異な
るが、1050〜1250℃の温度範囲で１〜２時間程度
であり、高Ｖになるほど焼結温度は低くなる。焼
結体の密度は対理論比で95％以上とし、さらに靭
性を向上させるために、焼結体を熱間静水圧処理
して密度を約100％にする。なお高Ｖ化すると焼
結性が良いところから焼結温度を高めて密度を98
〜99％とするのもよい。
このようにして得られた焼結体は、硬度及び靭
性を出すため1200℃の温度付近で加熱することに
よりオーステナイト化した後、空冷し、必要に応
じて、特に大型の焼結体については、歪割れを防
ぐために途中500℃の温度付近でオーステンパー
を入れ、マルテンサイト化のための焼入れを行
い、続いて500〜600℃の温度で１〜２時間の加熱
と空冷を数回繰返して、残留オーステナイトの分
解とマルテンサイトの安定化の焼戻しを行なうこ
とは通常成分の高速度鋼の場合と同じである。但
し、焼入れ、焼戻し条件は組成によつて若干変動
するから、予め実験的に決めておく必要がある。
尚、通常処理前に所望の形状とするための荒加工
及び仕上げ加工が行なわれるが、特性に影響ない
ので説明を省略する。
性を出すため1200℃の温度付近で加熱することに
よりオーステナイト化した後、空冷し、必要に応
じて、特に大型の焼結体については、歪割れを防
ぐために途中500℃の温度付近でオーステンパー
を入れ、マルテンサイト化のための焼入れを行
い、続いて500〜600℃の温度で１〜２時間の加熱
と空冷を数回繰返して、残留オーステナイトの分
解とマルテンサイトの安定化の焼戻しを行なうこ
とは通常成分の高速度鋼の場合と同じである。但
し、焼入れ、焼戻し条件は組成によつて若干変動
するから、予め実験的に決めておく必要がある。
尚、通常処理前に所望の形状とするための荒加工
及び仕上げ加工が行なわれるが、特性に影響ない
ので説明を省略する。
また本発明法に係る高Ｖ高速度鋼は、低Ｖ高速
度鋼を本発明の共還元法で造り、成型前の調整時
に粒度10μ以下のVC粉末を添加して高Ｖ化し、
以後同様にして造ることもできる。このVCの添
加によつて他の合金成分濃度が相対的に低下する
点を、低Ｖ合金の配合時に考慮しなければならな
いことを別にすれば、始めから全て酸化物より出
発する方法と同様の結果が得られる。その理由
は、VCが安定なため合金中であたかも独立成分
として振る舞うことにある。更にこの方法の利点
は、単にVCの添加を容易にするだけでなく、VC
の粒度調整を可能ならしめる点にある。即ち摩耗
形態によつては、基質オーステナイト粒及び炭化
物粒の両者を特に微細にしたり、又は基質のオー
ステナイト粒は細かく、反対に炭化物粒が粗の方
が耐摩耗性が優れることがある。通常の方法では
双方を粗にすることはできるが、特に双方を微細
にすることは勿論、炭化物だけを粗にすることは
できない。これに対し、本発明に従えば基質粒と
VC炭化物粒を独立に制御できる。
度鋼を本発明の共還元法で造り、成型前の調整時
に粒度10μ以下のVC粉末を添加して高Ｖ化し、
以後同様にして造ることもできる。このVCの添
加によつて他の合金成分濃度が相対的に低下する
点を、低Ｖ合金の配合時に考慮しなければならな
いことを別にすれば、始めから全て酸化物より出
発する方法と同様の結果が得られる。その理由
は、VCが安定なため合金中であたかも独立成分
として振る舞うことにある。更にこの方法の利点
は、単にVCの添加を容易にするだけでなく、VC
の粒度調整を可能ならしめる点にある。即ち摩耗
形態によつては、基質オーステナイト粒及び炭化
物粒の両者を特に微細にしたり、又は基質のオー
ステナイト粒は細かく、反対に炭化物粒が粗の方
が耐摩耗性が優れることがある。通常の方法では
双方を粗にすることはできるが、特に双方を微細
にすることは勿論、炭化物だけを粗にすることは
できない。これに対し、本発明に従えば基質粒と
VC炭化物粒を独立に制御できる。
以下本発明を実施例について説明する。
実施例 １
10％Ｗ−3.5％Mo−４％Cr−3.5％Ｖ−10％Co
−12.5％Ｃ−残部FeからなるJIS規格SKH57相当
の高速度鋼において、Ｖ量を20％に増加した本発
明高Ｖ高速度鋼（Ｖ量の増加と共にＣ量も4.88％
に増加）を製造した。
−12.5％Ｃ−残部FeからなるJIS規格SKH57相当
の高速度鋼において、Ｖ量を20％に増加した本発
明高Ｖ高速度鋼（Ｖ量の増加と共にＣ量も4.88％
に増加）を製造した。
先ず合金目標量10Kgに対し、WO31.261Kg、
MoO30.525Kg、Cr2O30.585Kg、V2O32.942Kg、
CoO1.271、Fe2O36.808Kg（このFeはSiを0.4％、
Mnを0.4％含む）の各酸化物粉末（粒度10〜5μ）
を配合し、これに2.428Kgのカーボンブラツクを
添加して粒度5μ以下に混合粉砕した。Ｃの内訳
は、酸化物をCOとして還元するのに要する理論
値3.88Kgの半分である1.94Kgと、最終的に合金に
取り込ませる有効炭素量0.488Kgの和から成る。
これをバインダーなしでペレツトに軽く成型し、
水素炉でゆつくり加熱し、最終的に1050℃の保温
で３時間加熱して酸化物を水素と炭素により共還
元すると同時に合金化を行なわせた。混合粉挿入
量40Kg、炉内容積128（箱型）、水素供給量0.23
／分、加熱速度４℃／分としたとき、得られた
合金粉の残存酸素量は1.2％、残存炭素量は3.80
％、見掛け比重は約1.0であつた。残存酸素量を
還元するための炭素0.9％と、還元で消費された
有効炭素1.08％の計1.98％に相当するカーボンブ
ラツクを加えて、合金粉をもう一度5μ以下の粒
度に混合粉砕した。これに４％のパラフインを結
合剤として加え、テストピースの形（厚さ６mm、
巾10mm、長さ30mm）に成型し、0.05mmHgの真空
中で加熱して固相焼結した。先ず300℃の前後で
脱パラフインが起り、続いて900℃で脱ガス（主
としてCOからなる残存酸素の除去）が始まり、
1100℃前後で終了した。固相焼結は1180℃の温度
で90分行なつた。得られた焼結体は見掛け密度が
96％であつた。これを温度1150℃のアルゴン雰囲
気中で等方圧縮（1000気圧で40分）する熱間静水
圧処理を行つて、密度を100％に高めた後、1110
℃の温度で３分間加熱した後空冷焼入し、560℃
の温度に２時間加熱した後空冷する焼戻しを３回
行なつた。
MoO30.525Kg、Cr2O30.585Kg、V2O32.942Kg、
CoO1.271、Fe2O36.808Kg（このFeはSiを0.4％、
Mnを0.4％含む）の各酸化物粉末（粒度10〜5μ）
を配合し、これに2.428Kgのカーボンブラツクを
添加して粒度5μ以下に混合粉砕した。Ｃの内訳
は、酸化物をCOとして還元するのに要する理論
値3.88Kgの半分である1.94Kgと、最終的に合金に
取り込ませる有効炭素量0.488Kgの和から成る。
これをバインダーなしでペレツトに軽く成型し、
水素炉でゆつくり加熱し、最終的に1050℃の保温
で３時間加熱して酸化物を水素と炭素により共還
元すると同時に合金化を行なわせた。混合粉挿入
量40Kg、炉内容積128（箱型）、水素供給量0.23
／分、加熱速度４℃／分としたとき、得られた
合金粉の残存酸素量は1.2％、残存炭素量は3.80
％、見掛け比重は約1.0であつた。残存酸素量を
還元するための炭素0.9％と、還元で消費された
有効炭素1.08％の計1.98％に相当するカーボンブ
ラツクを加えて、合金粉をもう一度5μ以下の粒
度に混合粉砕した。これに４％のパラフインを結
合剤として加え、テストピースの形（厚さ６mm、
巾10mm、長さ30mm）に成型し、0.05mmHgの真空
中で加熱して固相焼結した。先ず300℃の前後で
脱パラフインが起り、続いて900℃で脱ガス（主
としてCOからなる残存酸素の除去）が始まり、
1100℃前後で終了した。固相焼結は1180℃の温度
で90分行なつた。得られた焼結体は見掛け密度が
96％であつた。これを温度1150℃のアルゴン雰囲
気中で等方圧縮（1000気圧で40分）する熱間静水
圧処理を行つて、密度を100％に高めた後、1110
℃の温度で３分間加熱した後空冷焼入し、560℃
の温度に２時間加熱した後空冷する焼戻しを３回
行なつた。
全く同様にしてＶ量を３％から40％まで変化
（Ｖ量に応じてＣ量も変化）させ、Ｖ量に応じて
焼結温度を1220℃から1160℃に変化させて得られ
た焼結体について、熱間静水圧処理した本発明高
速度鋼と、処理を省略した比較高速度鋼につい
て、熱処理を行なつてから抗折力と硬度を測定し
た。その結果、抗折力を第１図に、硬度を第２図
に示す。
（Ｖ量に応じてＣ量も変化）させ、Ｖ量に応じて
焼結温度を1220℃から1160℃に変化させて得られ
た焼結体について、熱間静水圧処理した本発明高
速度鋼と、処理を省略した比較高速度鋼につい
て、熱処理を行なつてから抗折力と硬度を測定し
た。その結果、抗折力を第１図に、硬度を第２図
に示す。
第１図中ａは熱間静水圧処理した後熱処理を行
なつた本発明高速度鋼の抗折力、a′は熱間静水圧
処理を省略して熱処理を行なつた比較高速度鋼の
抗折力を示し、第２図は熱間静水圧処理した後熱
処理を行なつた本発明高速度鋼の硬度（熱間静水
圧処理を省略して熱処理した比較高速度鋼も同等
の硬度を示す）を示したもので、第１図及び第２
図から判るように、Ｖ量の増加と共に抗折力は低
下し、硬度は上昇する。通常の高速度鋼
（SKH57）の抗折力は210〜230Kg／mm2であるか
ら、比較高速度鋼の35％Ｖで熱間静水圧処理を省
略した最も厳しいところでも、同等以上の抗折力
が保証されることが判る。熱間静水圧処理の効果
は低Ｖの領域で著しく、熱間静水圧処理を省略
し、焼結温度を多少高めにしたものは、第１図に
おけるａとa′の間に位置する。また、通常の耐摩
耗工具用の超硬合金（CIS規格V4）の硬度は
66HRCであるから、本発明高Ｖ高速度鋼は10％
Ｖ以上で超硬より硬くなることが判る。尚、10％
Ｖ合金と15％Ｖ合金を熱間鍛造（900〜1100℃）
してみると、後者は完全に割れを起し、前者は非
常に困難であつた。このことは、本発明以外の方
法ではかかる高Ｖ高速度鋼を製造することはでき
ないことを意味する。尚、第３図に本発明におけ
る熱間静水圧処理した20％Ｖ高速度鋼の焼入れの
ままの組織写真（400倍）を示す。第３図から明
らかなように、炭化物は殆んどがVCできれいに
分散していることが判る。
なつた本発明高速度鋼の抗折力、a′は熱間静水圧
処理を省略して熱処理を行なつた比較高速度鋼の
抗折力を示し、第２図は熱間静水圧処理した後熱
処理を行なつた本発明高速度鋼の硬度（熱間静水
圧処理を省略して熱処理した比較高速度鋼も同等
の硬度を示す）を示したもので、第１図及び第２
図から判るように、Ｖ量の増加と共に抗折力は低
下し、硬度は上昇する。通常の高速度鋼
（SKH57）の抗折力は210〜230Kg／mm2であるか
ら、比較高速度鋼の35％Ｖで熱間静水圧処理を省
略した最も厳しいところでも、同等以上の抗折力
が保証されることが判る。熱間静水圧処理の効果
は低Ｖの領域で著しく、熱間静水圧処理を省略
し、焼結温度を多少高めにしたものは、第１図に
おけるａとa′の間に位置する。また、通常の耐摩
耗工具用の超硬合金（CIS規格V4）の硬度は
66HRCであるから、本発明高Ｖ高速度鋼は10％
Ｖ以上で超硬より硬くなることが判る。尚、10％
Ｖ合金と15％Ｖ合金を熱間鍛造（900〜1100℃）
してみると、後者は完全に割れを起し、前者は非
常に困難であつた。このことは、本発明以外の方
法ではかかる高Ｖ高速度鋼を製造することはでき
ないことを意味する。尚、第３図に本発明におけ
る熱間静水圧処理した20％Ｖ高速度鋼の焼入れの
ままの組織写真（400倍）を示す。第３図から明
らかなように、炭化物は殆んどがVCできれいに
分散していることが判る。
実施例 ２
実施例１により得られた20％Ｖ高速度鋼（10％
Ｗ−3.5％Mo−４％Cr−20％Ｖ−4.88％Ｃ−残部
Fe）は、一旦Ｖを除いた一次合金粉を造り、次
いでこれにVCを添加した合金粉から造ることも
できる。このために先ず、合金目標量10Kgに対
し、V2O3を除いた他の酸化物量を実施例１と同
じ量にとり、これに1.60Kgのカーボンブラツクを
添加して5μ以下の粒度に混合粉砕し、実施例１
と同じ条件で共還元し、得られた残存酸素量が
1.1％、残存炭素量が0.2％の一次合金粉に0.06Kg
のカーボンブラツクと粒度7μのVC粉末を2.470Kg
添加混合し、粒度5μ以下に粉砕してから、実施
例１と同様にしてテストピースを造り、実施例１
と同じ条件で固相焼結、熱間静水圧処理及び熱処
理を行なつた。このテストピースついて抗折力及
び硬度を測定した。その結果、抗折力は第１図の
ａ線上に、硬度は第２図の線上によく乗り、組織
的にも始めから20％Ｖを入れた合金粉から出発し
た場合と何等差異が認められなかつた。
Ｗ−3.5％Mo−４％Cr−20％Ｖ−4.88％Ｃ−残部
Fe）は、一旦Ｖを除いた一次合金粉を造り、次
いでこれにVCを添加した合金粉から造ることも
できる。このために先ず、合金目標量10Kgに対
し、V2O3を除いた他の酸化物量を実施例１と同
じ量にとり、これに1.60Kgのカーボンブラツクを
添加して5μ以下の粒度に混合粉砕し、実施例１
と同じ条件で共還元し、得られた残存酸素量が
1.1％、残存炭素量が0.2％の一次合金粉に0.06Kg
のカーボンブラツクと粒度7μのVC粉末を2.470Kg
添加混合し、粒度5μ以下に粉砕してから、実施
例１と同様にしてテストピースを造り、実施例１
と同じ条件で固相焼結、熱間静水圧処理及び熱処
理を行なつた。このテストピースついて抗折力及
び硬度を測定した。その結果、抗折力は第１図の
ａ線上に、硬度は第２図の線上によく乗り、組織
的にも始めから20％Ｖを入れた合金粉から出発し
た場合と何等差異が認められなかつた。
本実施例の場合、有効炭素量の殆どはVC中の
Ｃからくるが、一次合金粉のＶレベル（本実施例
では零）又は／及び最終的に狙うＶレベルによつ
ては、VCの添加により過剰のＣが添加される恐
れがある。このときは、見掛けのＣ量が化学量論
式VCよりも低いVCを使うか、又は一次合金粉中
の残存酸素に消費させればよい。
Ｃからくるが、一次合金粉のＶレベル（本実施例
では零）又は／及び最終的に狙うＶレベルによつ
ては、VCの添加により過剰のＣが添加される恐
れがある。このときは、見掛けのＣ量が化学量論
式VCよりも低いVCを使うか、又は一次合金粉中
の残存酸素に消費させればよい。
実施例 ３
実施例１で得られた3.5％Ｖ、7.5％Ｖ及び8.5％
Ｖ合金から10mm角のバイトを造り、直径50mmの不
銹鋼（SUS27）について切削試験を行なつた。
Ｖ合金から10mm角のバイトを造り、直径50mmの不
銹鋼（SUS27）について切削試験を行なつた。
試験条件としては、回転数390rpm、切込み深
さ2.5mm、送り0.25mm／revにとり、切削油を使用
した。バイトの形状は上すくい角10°、横すくい
角15°、前逃げ角6°、横逃げ角6°、後切刃角5°、刃
先丸み2Rとした。
さ2.5mm、送り0.25mm／revにとり、切削油を使用
した。バイトの形状は上すくい角10°、横すくい
角15°、前逃げ角6°、横逃げ角6°、後切刃角5°、刃
先丸み2Rとした。
その結果、3.5％Ｖと7.5％Ｖ合金は、共に切削
長12mm前後で刃先がへたり、切削不能となつた。
これに対し8.5％Ｖ合金は切削長38mmで依然とし
て切削可能であつた。
長12mm前後で刃先がへたり、切削不能となつた。
これに対し8.5％Ｖ合金は切削長38mmで依然とし
て切削可能であつた。
また、バイトの形状を上すくい角0°、横切角
10°、刃先丸み角1R、他の条件は上記と同じにし
て切削試験を行なつた。その結果、3.5％Ｖと7.5
％Ｖ合金は切削長35mmで刃先がへたり、切削面が
悪化した。これに対し、8.5％Ｖ合金は切削長72
mmでも刃先にヘタリが認められず、良好な切削面
が得られた。
10°、刃先丸み角1R、他の条件は上記と同じにし
て切削試験を行なつた。その結果、3.5％Ｖと7.5
％Ｖ合金は切削長35mmで刃先がへたり、切削面が
悪化した。これに対し、8.5％Ｖ合金は切削長72
mmでも刃先にヘタリが認められず、良好な切削面
が得られた。
尚、これ等の試験結果は熱間静水圧処理の有無
に左右されず、ほぼ同様の結果が得られた。以上
の結果から、Ｖ量の効果は８％あたりを境にして
急激に顕著になることが判る。
に左右されず、ほぼ同様の結果が得られた。以上
の結果から、Ｖ量の効果は８％あたりを境にして
急激に顕著になることが判る。
他方、市販のアトマイズ高速度鋼（Si0.4％、
Mn0.3％、W6.5％、Mo7.0％、Cr4.0％、V6.5％、
Co10.5％、Fe残部からなり、正確にはSKH57に
おいてＶだけを増加したものではないが、大体は
それに近い）の切削能を調べてみると、本発明の
8.5％Ｖ合金にやや劣るがほぼ同等であつた。Ｖ
量だけについてみると、本発明の8.5％Ｖ合金の
方がアトマイズ高速度鋼より優れていてもよいは
ずであるが、両者は製法と組成を異にするから、
反対になつてもおかしくない。尚、Ｖ量を10％、
15％と増して行くと、この順に切削長は増して行
く。
Mn0.3％、W6.5％、Mo7.0％、Cr4.0％、V6.5％、
Co10.5％、Fe残部からなり、正確にはSKH57に
おいてＶだけを増加したものではないが、大体は
それに近い）の切削能を調べてみると、本発明の
8.5％Ｖ合金にやや劣るがほぼ同等であつた。Ｖ
量だけについてみると、本発明の8.5％Ｖ合金の
方がアトマイズ高速度鋼より優れていてもよいは
ずであるが、両者は製法と組成を異にするから、
反対になつてもおかしくない。尚、Ｖ量を10％、
15％と増して行くと、この順に切削長は増して行
く。
以上の実施例から判るように、本発明高Ｖ高速
度鋼のような分散型合金の特性は組成だけによつ
ては決まらず、分散体（本発明では主としてMC
型炭化物）の量、形状及び分散状態が大きく影響
する。特にその製造方法は重要な問題になる。例
えば第１図に示す３％Ｖにおいて、通常の溶解法
による高速度鋼に比し本発明製造方法によるもの
は、はるかに高い抗折力を示すようになる。
度鋼のような分散型合金の特性は組成だけによつ
ては決まらず、分散体（本発明では主としてMC
型炭化物）の量、形状及び分散状態が大きく影響
する。特にその製造方法は重要な問題になる。例
えば第１図に示す３％Ｖにおいて、通常の溶解法
による高速度鋼に比し本発明製造方法によるもの
は、はるかに高い抗折力を示すようになる。
また、実施例３に示した本発明合金の用途とし
ての切削バイトについては、量的には超硬合金が
バイトの主流をなしているが、或種の切削、例え
ば断続切削には靭性の劣る超硬合金は不適であ
り、相手材が鋳鋼、アルミ、銅又はこれ等の合金
の切削についても同様という事実がある。このよ
うな切削には、高速度鋼の抗折力は210〜230Kg／
mm2で靭性は充分であるが、硬さ及び耐摩耗性を欠
く弱点があり、炭化物を増加して硬さ及び耐摩耗
性を増すことは不可能であつた。これに対し本発
明によれば、38％Ｖまでの高Ｖ高速度鋼の製造が
可能で、得られた高Ｖ高速度鋼は通常の高速度鋼
と同等以上の抗折力を有し、はるかに優れた硬度
を示すところから、より優れた耐摩耗性を得るこ
とができるものである。
ての切削バイトについては、量的には超硬合金が
バイトの主流をなしているが、或種の切削、例え
ば断続切削には靭性の劣る超硬合金は不適であ
り、相手材が鋳鋼、アルミ、銅又はこれ等の合金
の切削についても同様という事実がある。このよ
うな切削には、高速度鋼の抗折力は210〜230Kg／
mm2で靭性は充分であるが、硬さ及び耐摩耗性を欠
く弱点があり、炭化物を増加して硬さ及び耐摩耗
性を増すことは不可能であつた。これに対し本発
明によれば、38％Ｖまでの高Ｖ高速度鋼の製造が
可能で、得られた高Ｖ高速度鋼は通常の高速度鋼
と同等以上の抗折力を有し、はるかに優れた硬度
を示すところから、より優れた耐摩耗性を得るこ
とができるものである。
また、通常の高速度鋼又はアトマイズ高速度鋼
からなる切削バイトは、性能もさることながら製
造上にも問題がある。例えば通常の高速度鋼は素
材から所定形状に仕上げているが、性能が上がる
と加工が困難になる、完成バイトはそれほどでは
ないが、スロー・アウエイ（単純に切削バイト、
突切りバイト及びネジ切りなどの断続切削用ペン
シルカツター等）については、その感が強い。し
かしながら本発明製造方法によれば、粉末冶金の
特徴として単に成型だけで型が定まり、簡単な仕
上げ加工を行なうだけで製品が得られる等、性能
上の制約や加工上の制約を受けない等顕著な効果
を奏するものである。
からなる切削バイトは、性能もさることながら製
造上にも問題がある。例えば通常の高速度鋼は素
材から所定形状に仕上げているが、性能が上がる
と加工が困難になる、完成バイトはそれほどでは
ないが、スロー・アウエイ（単純に切削バイト、
突切りバイト及びネジ切りなどの断続切削用ペン
シルカツター等）については、その感が強い。し
かしながら本発明製造方法によれば、粉末冶金の
特徴として単に成型だけで型が定まり、簡単な仕
上げ加工を行なうだけで製品が得られる等、性能
上の制約や加工上の制約を受けない等顕著な効果
を奏するものである。
第１図は本発明製造方法により製造した高速度
鋼の抗折力対Ｖ含有量の関係を示す説明図、第２
図は同高速度鋼の硬度対Ｖ含有量の関係を示す説
明図、第３図は本発明製造方法により得られた
SKH57基20％Ｖ高速度鋼の熱間静水圧処理後焼
入れしたままの組織写真である。
鋼の抗折力対Ｖ含有量の関係を示す説明図、第２
図は同高速度鋼の硬度対Ｖ含有量の関係を示す説
明図、第３図は本発明製造方法により得られた
SKH57基20％Ｖ高速度鋼の熱間静水圧処理後焼
入れしたままの組織写真である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ C1.4〜6.2％、Ｗ＋2Mo（Ｗ当量）10.0〜24.0
％、Cr3.0〜6.0％、V8.5〜38％、Co17％以下、残
部Feと不可避的不純物からなる焼結高Ｖ高速度
鋼の製造において、合金の金属成分に対応する酸
化物粉末を用い、これに炭素粉末を加えて合金組
成に配合し、更に酸化物をCOとして還元する炭
素粉末を加えて混合粉砕し、これを水素気流中で
加熱して水素と炭素により酸化物を共還元すると
同時に合金化させ、得られた合金粉の組成及び粒
度を調整してから成型し、これを真空中で固相焼
結した後、熱間静水圧処理してから熱処理を行な
つて合金基質をマルテンサイト化することを特徴
とする焼結高Ｖ高速度鋼の製造方法。 ２ C1.4〜6.2％、Ｗ＋2Mo（Ｗ当量）10.0〜24.0
％、Cr3.0〜6.0％、V8.5〜38％、Co17％以下、残
部Feと不可避的不純物からなる焼結高Ｖ高速度
鋼の製造において、合金の金属成分に対応する酸
化物粉末を用い、これに炭素粉末を加えてＶ量の
少ない合金組成に配合し、更に酸化物をCOとし
て還元する炭素粉末を加えて混合粉砕し、これを
水素気流中で加熱して水素と炭素により酸化物を
共還元すると同時に合金化させ、得られた合金粉
の組成を調整すると共にVC粉末を加え、混合又
は／及び粉砕して合金粉の粒度を調整すると共に
Ｖ量を高め、これを成型して真空中で固相焼結し
た後、熱間静水圧処理してから熱処理を行なつて
合金基質をマルテンサイト化することを特徴とす
る焼結高Ｖ高速度鋼の製造方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56052709A JPS57181367A (en) | 1981-04-08 | 1981-04-08 | Sintered high-v high-speed steel and its production |
| DE823239718A DE3239718A1 (de) | 1981-04-08 | 1982-04-08 | Sinter-schnellarbeitsstahl und verfahren zu seiner herstellung |
| PCT/JP1982/000113 WO1982003412A1 (en) | 1981-04-08 | 1982-04-08 | Sintered,high-v,high-speed steel and process for its production |
| GB08234685A GB2119400B (en) | 1981-04-08 | 1982-04-08 | Sintered high-v high-speed steel and process for its production |
| US06/657,455 US4519839A (en) | 1981-04-08 | 1982-04-08 | Sintered high vanadium high speed steel and method of making same |
| EP82901015A EP0076326B1 (en) | 1981-04-08 | 1982-04-08 | Sintered, high-v, high-speed steel and process for its production |
| SE8207018A SE452634B (sv) | 1981-04-08 | 1982-12-08 | Sett att framstella ett sintrat snabbstal med hog vanadinhalt |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56052709A JPS57181367A (en) | 1981-04-08 | 1981-04-08 | Sintered high-v high-speed steel and its production |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57181367A JPS57181367A (en) | 1982-11-08 |
| JPH0369962B2 true JPH0369962B2 (ja) | 1991-11-06 |
Family
ID=12922416
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56052709A Granted JPS57181367A (en) | 1981-04-08 | 1981-04-08 | Sintered high-v high-speed steel and its production |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4519839A (ja) |
| EP (1) | EP0076326B1 (ja) |
| JP (1) | JPS57181367A (ja) |
| DE (1) | DE3239718A1 (ja) |
| GB (1) | GB2119400B (ja) |
| SE (1) | SE452634B (ja) |
| WO (1) | WO1982003412A1 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| SE446277B (sv) * | 1985-01-16 | 1986-08-25 | Kloster Speedsteel Ab | Vanadinhaltigt verktygsstal framstellt av metallpulver och sett vid dess framstellning |
| DE3523398A1 (de) * | 1985-06-29 | 1987-01-08 | Bosch Gmbh Robert | Sinterlegierungen auf der basis von schnellarbeitsstaehlen |
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| US4808226A (en) * | 1987-11-24 | 1989-02-28 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Bearings fabricated from rapidly solidified powder and method |
| DE3830112A1 (de) * | 1988-09-05 | 1990-03-15 | Dornier Gmbh | Verfahren zur herstellung gesinterter, metallgebundener carbide fuer schnellarbeitsstaehle |
| SE467210B (sv) * | 1988-10-21 | 1992-06-15 | Sandvik Ab | Saett att framstaella verktygsmaterial foer skaerande bearbetning |
| JP2725333B2 (ja) * | 1988-12-27 | 1998-03-11 | 大同特殊鋼株式会社 | 粉末高速度工具鋼 |
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| IT1241490B (it) * | 1990-07-17 | 1994-01-17 | Sviluppo Materiali Spa | Acciaio rapido da polveri. |
| EP0598814B1 (en) * | 1991-08-07 | 1997-04-02 | Erasteel Kloster Aktiebolag | High-speed steel manufactured by powder metallurgy |
| SE500008C2 (sv) * | 1991-08-07 | 1994-03-21 | Erasteel Kloster Ab | Snabbstål med god varmhårdhet och slitstyrka framställt av pulver |
| EP0600421B1 (en) * | 1992-11-30 | 1997-10-08 | Sumitomo Electric Industries, Limited | Low alloy sintered steel and method of preparing the same |
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1981
- 1981-04-08 JP JP56052709A patent/JPS57181367A/ja active Granted
-
1982
- 1982-04-08 GB GB08234685A patent/GB2119400B/en not_active Expired
- 1982-04-08 US US06/657,455 patent/US4519839A/en not_active Expired - Lifetime
- 1982-04-08 DE DE823239718A patent/DE3239718A1/de active Granted
- 1982-04-08 WO PCT/JP1982/000113 patent/WO1982003412A1/ja active IP Right Grant
- 1982-04-08 EP EP82901015A patent/EP0076326B1/en not_active Expired
- 1982-12-08 SE SE8207018A patent/SE452634B/sv not_active IP Right Cessation
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