JPS5847461B2 - タンカブツリユウシブンサンガタゴウキンノ セイゾウホウホウ - Google Patents
タンカブツリユウシブンサンガタゴウキンノ セイゾウホウホウInfo
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- JPS5847461B2 JPS5847461B2 JP50074378A JP7437875A JPS5847461B2 JP S5847461 B2 JPS5847461 B2 JP S5847461B2 JP 50074378 A JP50074378 A JP 50074378A JP 7437875 A JP7437875 A JP 7437875A JP S5847461 B2 JPS5847461 B2 JP S5847461B2
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は耐衝撃性、耐摩耗性、および切削性能などに卓
越した炭化物粒子分散型焼結合金材料の製造方法に関す
る。
越した炭化物粒子分散型焼結合金材料の製造方法に関す
る。
金属炭化物を主或分とし、これをＮｉ，Ｇｏなどの金属
にて結合した材料、すなわち超硬合金には、通常の切削
工具用材料以外に耐衝撃性、耐摩耗性、耐熱衝撃性など
を重視した熱間工具材料、高速摺動摩耗材料、高速断続
重切削工具用材料などの用途への要求が高まりつ５ある
。
にて結合した材料、すなわち超硬合金には、通常の切削
工具用材料以外に耐衝撃性、耐摩耗性、耐熱衝撃性など
を重視した熱間工具材料、高速摺動摩耗材料、高速断続
重切削工具用材料などの用途への要求が高まりつ５ある
。
ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金の結合相含有量と衝撃値との関係
は第１図の曲線Ａに示されるから、前記耐衝撃性のため
には結合相量を高くすることが有利であるが、いっぽう
前記用途のためには靭性、延性もまた重要な性質であり
、その指標としての抗折力および引張り強さは第１図の
曲線ＢおよびＣにそれぞれ示されるように、結合相量４
０％程度をピークとしてかえって低下する。
は第１図の曲線Ａに示されるから、前記耐衝撃性のため
には結合相量を高くすることが有利であるが、いっぽう
前記用途のためには靭性、延性もまた重要な性質であり
、その指標としての抗折力および引張り強さは第１図の
曲線ＢおよびＣにそれぞれ示されるように、結合相量４
０％程度をピークとしてかえって低下する。
したがって従来は前記用途のための超硬合金であっても
、結合相量は４０％以下、ほとんどの場合は３０％以下
であって、耐衝撃性、靭性、延性ともに不充分であった
。
、結合相量は４０％以下、ほとんどの場合は３０％以下
であって、耐衝撃性、靭性、延性ともに不充分であった
。
結合相量をさらに増しても、前記のように靭性の低下が
あり、また次のような製造上の欠点が生じた。
あり、また次のような製造上の欠点が生じた。
すなわち従来の超硬合金はほとんど液相焼結法によって
製造されるが、液相焼結法による高密度化がうまくいく
ためには必須条件として、三元共晶などの液相が焼結温
度で出現すること、炭化物と液相聞の濡れの良好なこと
、焼結中に炭化物粒子がスケルトンを形或し保持してい
ること、などが挙げられる。
製造されるが、液相焼結法による高密度化がうまくいく
ためには必須条件として、三元共晶などの液相が焼結温
度で出現すること、炭化物と液相聞の濡れの良好なこと
、焼結中に炭化物粒子がスケルトンを形或し保持してい
ること、などが挙げられる。
結合相量が４０％以上になると、前記スケルトンが構或
されにくくなって、形状保持が困難であった。
されにくくなって、形状保持が困難であった。
また液相゛暁結法でなく溶融法で製造する場合は、さら
に高温を必要とし、また形状の形或が面倒であるから、
コストが高くなるという欠点があった。
に高温を必要とし、また形状の形或が面倒であるから、
コストが高くなるという欠点があった。
本発明は従来の製造方法の前記欠点を除去した新規な製
造方法を提供するものであって、これによって従来と回
し化学戊分でも性質のすぐれた合金の製造が可能となり
、また従来は製造しにくかった化学戊分の合金も容易に
製造できるのである。
造方法を提供するものであって、これによって従来と回
し化学戊分でも性質のすぐれた合金の製造が可能となり
、また従来は製造しにくかった化学戊分の合金も容易に
製造できるのである。
本発明の製造方法は、遷移金属炭化物中より選ばれた１
種または２種以上の炭化物粉末が５〜６５重量％で、残
りが鉄族金属または鉄族金属をペースとした合金である
混合粉末を、圧粉戊形し、前記混合粉末の固相・焼結温
度領域内で還元または不活性雰囲気中にて前記圧粉成形
体を焼結して多孔質焼結体とした後に、前記多孔質焼結
体に前記固相焼結温度領域内で外部応力に加えて緻密化
することを特徴とする、炭化物粒子分散型合金の製造方
法である。
種または２種以上の炭化物粉末が５〜６５重量％で、残
りが鉄族金属または鉄族金属をペースとした合金である
混合粉末を、圧粉戊形し、前記混合粉末の固相・焼結温
度領域内で還元または不活性雰囲気中にて前記圧粉成形
体を焼結して多孔質焼結体とした後に、前記多孔質焼結
体に前記固相焼結温度領域内で外部応力に加えて緻密化
することを特徴とする、炭化物粒子分散型合金の製造方
法である。
本発明製造方法における炭化物粉末は、Ｗ ， Ｔ ｉ
，Ｔａ ，Ｎｂ ，Ｚｒ ，Ｈｆ ，Ｃｒ ，Ｍｏ等
の炭化物、もしくはこれらの混合炭化物、複合炭化物か
ら或り、使用目的等に応して選択できる。
，Ｔａ ，Ｎｂ ，Ｚｒ ，Ｈｆ ，Ｃｒ ，Ｍｏ等
の炭化物、もしくはこれらの混合炭化物、複合炭化物か
ら或り、使用目的等に応して選択できる。
その量は原料粉末全体の５〜６５重量％である。
６５重量％を越えると、本発明製造方法の緻密化の工程
、例えば熱間鍛造で変形低抗が大きい上にクラツク発生
のおそれがあり、さらに従来の液相焼結法でも容易に製
造できるために本発明の効果が少なく、本発明の目的に
適さない。
、例えば熱間鍛造で変形低抗が大きい上にクラツク発生
のおそれがあり、さらに従来の液相焼結法でも容易に製
造できるために本発明の効果が少なく、本発明の目的に
適さない。
また５重量％未満では、緻密化の工程等製造はきわめて
容易であるが、炭化物粒子の分散が希薄となるために、
製品の強度および耐摩耗性が低い。
容易であるが、炭化物粒子の分散が希薄となるために、
製品の強度および耐摩耗性が低い。
本発明における鉄族金ｆｆｉ（Ｆｅ，ＮｉおよびＣｏ）
または鉄族金属をベースとした合金は、炭化物粒子を結
合するバインダー相となり、焼結合金材料のマトリック
ス用（母相）を形或する。
または鉄族金属をベースとした合金は、炭化物粒子を結
合するバインダー相となり、焼結合金材料のマトリック
ス用（母相）を形或する。
Ｆｅを使用する場合は、熱処理特性を付与する目的で、
炭素（黒鉛）を０．４〜１．２重量％添加することが好
ましい。
炭素（黒鉛）を０．４〜１．２重量％添加することが好
ましい。
鉄族金属をベースとした合金では、Ｎｌ基合金としてハ
ステロイ、インコネルおよびウデイメット合金、Ｃｏ基
合金としてヌテライト合金、Ｆｅ−Ｎｉ基合金としてイ
ンコロイ合金、Ｆｅ基合金としてステンレス合金（オー
ステナイト系およびフエライト系）、炭素鋼（低、中お
よび高）、高速度鋼などが好適である。
ステロイ、インコネルおよびウデイメット合金、Ｃｏ基
合金としてヌテライト合金、Ｆｅ−Ｎｉ基合金としてイ
ンコロイ合金、Ｆｅ基合金としてステンレス合金（オー
ステナイト系およびフエライト系）、炭素鋼（低、中お
よび高）、高速度鋼などが好適である。
本発明の製造方法は、混合粉末を圧粉或形後、液相の発
生しない固相焼結温度領域内で還元または不活性雰囲気
中にて焼結して多孔質焼結体を得る第１工程と、多孔質
焼結体に固相焼結温度領域内で外部応力を加えて緻密化
する第２工程とを包含する。
生しない固相焼結温度領域内で還元または不活性雰囲気
中にて焼結して多孔質焼結体を得る第１工程と、多孔質
焼結体に固相焼結温度領域内で外部応力を加えて緻密化
する第２工程とを包含する。
第１工程の圧粉或形の圧力は１〜５ｔ〆メ程度が好適で
ある。
ある。
焼結体の相対密度は、第１工程で理論密度の６５〜８５
％程度となり、第２工程で１００％に近くなる。
％程度となり、第２工程で１００％に近くなる。
第２工程は、高速高エネルギー加工機（Ｈ．Ｅ．Ｒ．Ｆ
法）または高温静水圧或形機により行なうのが好ましい
が、必ずしもそれに限らない。
法）または高温静水圧或形機により行なうのが好ましい
が、必ずしもそれに限らない。
必要ならば、第２工程後に熱処理を行なってもよい。
第ｌ工程、第２工程、熱処理の工程間は、冷却して再加
熱してもよく、冷却せずに連続して行なってもよい。
熱してもよく、冷却せずに連続して行なってもよい。
以上のような構或の本発明は、その構或によって下記の
ような多犬の効果を奏する。
ような多犬の効果を奏する。
まず、従来の製造方法では前記のように製造困難であっ
た結合相量の高い超硬合金が容易に製造され、さらにマ
トリックス中に分散した炭化物粒子の平均粒径は、原料
粉末状態をそのまま保持するため、その制御が容易であ
る。
た結合相量の高い超硬合金が容易に製造され、さらにマ
トリックス中に分散した炭化物粒子の平均粒径は、原料
粉末状態をそのまま保持するため、その制御が容易であ
る。
すなわち従来の液相・焼結法では、焼結時に炭化物粒子
が液相中に溶解後再析出するため、粒或長を生じてね径
が過大になりやすく、また粒径の制御も困難であったが
、本発明はこの欠点を解消した。
が液相中に溶解後再析出するため、粒或長を生じてね径
が過大になりやすく、また粒径の制御も困難であったが
、本発明はこの欠点を解消した。
また、本発明方法は液相焼結法を用いないため、マトＩ
Ｊツクスと炭化物間の合金反応がほとんど生ぜず、その
結果、意図した性能のマトリックス組或の合金が容易に
得られる。
Ｊツクスと炭化物間の合金反応がほとんど生ぜず、その
結果、意図した性能のマトリックス組或の合金が容易に
得られる。
また、本発明方法では多孔質焼結体を緻密化するため、
緻密化の際に変形抵抗が小さくて変形させやすく、緻密
化用の工具の寿命も非常に長い。
緻密化の際に変形抵抗が小さくて変形させやすく、緻密
化用の工具の寿命も非常に長い。
また、本発明方法によれば、前記のように炭化物粒子は
原料粉状態のまま焼結されるので、従来の液相焼結体と
は異なり球状の状態でマｔ− ＩＪツクス中に分散する
。
原料粉状態のまま焼結されるので、従来の液相焼結体と
は異なり球状の状態でマｔ− ＩＪツクス中に分散する
。
例えば本発明方法によるＷＣ−３５％Ｃｏ合金のｔｏｏ
ｏ倍の顕微鏡観察図を第２図に、液相焼結法によるＷＣ
−２５％Ｃｏ合金のそれを第３図にそれぞれ示す。
ｏ倍の顕微鏡観察図を第２図に、液相焼結法によるＷＣ
−２５％Ｃｏ合金のそれを第３図にそれぞれ示す。
このように炭化物粒子が球状であるため、これらの界面
がノッチ効果として働く確率が低下し、機械的強度およ
び耐熱衝撃が大巾に改善される。
がノッチ効果として働く確率が低下し、機械的強度およ
び耐熱衝撃が大巾に改善される。
すなわち第１図において、本発明方法による合金の抗折
力および引張り強さはそれぞれ曲線ＤおよびＥで示され
、これは従来の方法による合金のこれに相当する曲線Ｂ
およびＣに比較して、同一結合相含有量での値が高いと
共に、ピークが結合相含有量の高い側に寄つている。
力および引張り強さはそれぞれ曲線ＤおよびＥで示され
、これは従来の方法による合金のこれに相当する曲線Ｂ
およびＣに比較して、同一結合相含有量での値が高いと
共に、ピークが結合相含有量の高い側に寄つている。
本発明方法は従来の方法より実質的にすぐれた性能の製
品が得られ、結合相含有量の大きい合金の実用化を可能
にするものである。
品が得られ、結合相含有量の大きい合金の実用化を可能
にするものである。
以上のような本発明の構成、効果を具体的に例示するた
め、本発明の実施例を以下説明する。
め、本発明の実施例を以下説明する。
実施例 １
平均粒径１５μの炭化タングステン粉末、平均粒径ｌ．
５μのＣｏ粉末、粒度−３２５メッシュのＮｉ粉末を
用いて、第１表に示すような或分の粉末を湿式ボールミ
ルにて約４８時間混合粉砕して混合粉を得、金型を用い
て４〜６ｔ／一の或形圧力にて４０φ×５０１ｎ７１ｌ
の円柱状圧粉体を得た。
５μのＣｏ粉末、粒度−３２５メッシュのＮｉ粉末を
用いて、第１表に示すような或分の粉末を湿式ボールミ
ルにて約４８時間混合粉砕して混合粉を得、金型を用い
て４〜６ｔ／一の或形圧力にて４０φ×５０１ｎ７１ｌ
の円柱状圧粉体を得た。
４Ｘ１０−’Ｔｏｒｒの真空中で１２００’Ｃ，１時間
の焼結を行ない、相対密度７８〜８２％の多孔質体を得
た。
の焼結を行ない、相対密度７８〜８２％の多孔質体を得
た。
次いで高純度水素ガス中で１２００℃に再加熱後、高速
高エネルギー加工機を用い、鍛造エネルギー０．８〜１
．５ｔｍで密閉型鍛造し、それぞれ相対密度１００％の
炭化物分散合金を得た。
高エネルギー加工機を用い、鍛造エネルギー０．８〜１
．５ｔｍで密閉型鍛造し、それぞれ相対密度１００％の
炭化物分散合金を得た。
この合金の性質、性能を第１表に示す。
抗折力の単位はｋｇ／ｃｒｉｔであり、横線を引いた３
例では破断せずに変形するため測定不能であった。
例では破断せずに変形するため測定不能であった。
硬度はＨＶ硬度である。耐摩耗性は、ＰＩＮ／ＤＩＳＣ
型摩耗試験機を用いて、ｐｖ値は３４ｍ／ｓｅｃ−ｋｙ
／ｍで、相手材はＪＩＳ規格のＳ５５Ｃ鋼材を焼入した
ＨＶ硬度９５０の物とし、無潤滑で３ｂ摺動後の摩耗量
を■単位で表わした。
型摩耗試験機を用いて、ｐｖ値は３４ｍ／ｓｅｃ−ｋｙ
／ｍで、相手材はＪＩＳ規格のＳ５５Ｃ鋼材を焼入した
ＨＶ硬度９５０の物とし、無潤滑で３ｂ摺動後の摩耗量
を■単位で表わした。
耐熱衝撃性は、コンデンサー放電法により、熱クラツク
の全長をｍｍ単位で表わした。
の全長をｍｍ単位で表わした。
引張り強さの単位はｋｇ／ｍＡである。伸びの単位は％
である。
である。
耐衝撃性は、一定のおもりを一定の高さから落下させて
破懐するまでの回数で表わした。
破懐するまでの回数で表わした。
第ｌ表に示すように、延性、靭性、耐摩耗性および耐熱
衝撃性に卓越した合金が得られ、本発明の効果が現われ
ている。
衝撃性に卓越した合金が得られ、本発明の効果が現われ
ている。
実施例 ２
粒度−３２５メッシュのＮｉ基合金粉末（組或はＮ ｉ
− ２ ３％Ｃ ｒ−１ ４％Ｆｅ−１．５％Ａｌ）
６９．５重量％、平均粒径２．５μの炭化タングステン
（ＷＣ）粉末２５重量％、および平均粒径５μのｗｃ−
ｖｃ複合炭化物（ １ ： １ ）粉末５−５重量％、
を秤量後、湿式ボールミル混合粉砕を約７５時間行ない
、混合粉末を得た。
− ２ ３％Ｃ ｒ−１ ４％Ｆｅ−１．５％Ａｌ）
６９．５重量％、平均粒径２．５μの炭化タングステン
（ＷＣ）粉末２５重量％、および平均粒径５μのｗｃ−
ｖｃ複合炭化物（ １ ： １ ）粉末５−５重量％、
を秤量後、湿式ボールミル混合粉砕を約７５時間行ない
、混合粉末を得た。
ついで４． ５ ｔ ／ｃｒｉｔで５０ψＸ６０ｍｍの
円柱状試料に圧粉戊形後、Ｊ２５０゜Ｃ１時間の真空焼
結により相対密度７２．８％の多孔質体を得た。
円柱状試料に圧粉戊形後、Ｊ２５０゜Ｃ１時間の真空焼
結により相対密度７２．８％の多孔質体を得た。
多孔質体を軟鋼（ＪＩＳ規格のＳＳ４１）製カプセルに
挿入後、真空排気して密封し、ＡＳＥＡ社製の高温静水
圧或形装置を用い、６０００Ｃ／ｈの昇温速度で１２０
０℃まで加熱し、同時にアルゴンガスにより１２００気
圧を等方的にカプセルに加え、緻密化処理を施した。
挿入後、真空排気して密封し、ＡＳＥＡ社製の高温静水
圧或形装置を用い、６０００Ｃ／ｈの昇温速度で１２０
０℃まで加熱し、同時にアルゴンガスにより１２００気
圧を等方的にカプセルに加え、緻密化処理を施した。
緻密化処理前および処理後の合金の１ ０００倍の顕微
鏡観察図をそれぞれ第４図および第５図に示す。
鏡観察図をそれぞれ第４図および第５図に示す。
斜線の部分が複炭化物、小さい球形がＷＣである。
高温静水圧或形処理によっても、炭化物と母相間の拡散
合金反応はきわめて軽微であり、さらに分散状態も良好
であった。
合金反応はきわめて軽微であり、さらに分散状態も良好
であった。
緻密化によって相対密度１． Ｏ Ｏ％となった合金よ
り、１３Ｘ１３Ｘ５間の切削工具チップを切出し、仕上
研磨後、旋削で被切削材にＪＩＳ規格のＳＣＭ２１鋼を
用いて切削試験し、従来の超硬合金（ＷＣ−１０％Ｃｏ
）および高速度鋼の切削工具との比較を行なった結果、
本発明合金はクレーター摩耗巾、ノーズ摩耗巾ともに小
さく、亀裂も発生しなかった。
り、１３Ｘ１３Ｘ５間の切削工具チップを切出し、仕上
研磨後、旋削で被切削材にＪＩＳ規格のＳＣＭ２１鋼を
用いて切削試験し、従来の超硬合金（ＷＣ−１０％Ｃｏ
）および高速度鋼の切削工具との比較を行なった結果、
本発明合金はクレーター摩耗巾、ノーズ摩耗巾ともに小
さく、亀裂も発生しなかった。
本発明合金は特に高速重切削域での切削特性が卓越して
いることが判明し、本発明の効果が現われていた。
いることが判明し、本発明の効果が現われていた。
実施例 ３
粒度−２５０メッシュのＡＩＳＩ規格の４６００相当の
低合金鋼粉末８５重量％、平均粒径４〜６μの炭化チタ
ン（Ｔｉｃ）粉末１５重量％となるように秤量後、約５
０時間ボールミル混合を行ない、混合粉末を得た。
低合金鋼粉末８５重量％、平均粒径４〜６μの炭化チタ
ン（Ｔｉｃ）粉末１５重量％となるように秤量後、約５
０時間ボールミル混合を行ない、混合粉末を得た。
次いで４ｔ／−の圧力で４０ψＸ５０ｍｍの円柱状試料
に或形後、真空中、ｌ２００℃で１時間焼結し、相対密
度８２％を有する多孔？体を得た。
に或形後、真空中、ｌ２００℃で１時間焼結し、相対密
度８２％を有する多孔？体を得た。
次いで、較鋼容器に真空封入し、高温静水圧或形装置を
用い、１２００℃で１２００気圧までアルゴンガスで昇
圧し、相対密度１００％の素材を得た。
用い、１２００℃で１２００気圧までアルゴンガスで昇
圧し、相対密度１００％の素材を得た。
この素材を冷凍機コンプレツサ用ブレード形状に加工後
、９００℃で油焼入し、３００℃で焼戻処理を施した結
果、ビツカース硬度は５３３、引張強さは１ ２ ５ｋ
ｇ／ｍｙ？ｔの材料が得られ、実機テストによる評価で
きわめて良好な耐摩耗性を示し、本発明の効果が現われ
ていた。
、９００℃で油焼入し、３００℃で焼戻処理を施した結
果、ビツカース硬度は５３３、引張強さは１ ２ ５ｋ
ｇ／ｍｙ？ｔの材料が得られ、実機テストによる評価で
きわめて良好な耐摩耗性を示し、本発明の効果が現われ
ていた。
実施例 ４
平均粒径１．５μの炭化タングステン（ＷＣ）粉末２５
重量％、粒度−３２５メッシュのＣｏ基合金（ Ｃ ｏ
− ３ ０％Ｃｒ−１２．５％Ｗ−３％Ｆｅ−２．４
％Ｃ）粉末７５重量％を秤量後、湿式ボールミル混合粉
砕を約７５時間行ない、混合粉を６ｔ ／ｃｒＡの圧力
で５０ψＸ６０ｍｍの円柱試料に或形し、露点−５３℃
の脱水水素ガス中、１２００℃で２時間焼結し、相対密
度８４．６％の多孔質体を得た。
重量％、粒度−３２５メッシュのＣｏ基合金（ Ｃ ｏ
− ３ ０％Ｃｒ−１２．５％Ｗ−３％Ｆｅ−２．４
％Ｃ）粉末７５重量％を秤量後、湿式ボールミル混合粉
砕を約７５時間行ない、混合粉を６ｔ ／ｃｒＡの圧力
で５０ψＸ６０ｍｍの円柱試料に或形し、露点−５３℃
の脱水水素ガス中、１２００℃で２時間焼結し、相対密
度８４．６％の多孔質体を得た。
次いで同種雰囲気中で１２００℃に試料を再加熱後、高
速高エネルギー加工後（ダイナパツク６２０）を用いて
焼結鍛造し、相対密度ｉｏｏ％の素材を得た。
速高エネルギー加工後（ダイナパツク６２０）を用いて
焼結鍛造し、相対密度ｉｏｏ％の素材を得た。
これより１３Ｘｌ３Ｘ５ｍｍの切削工具チップを切出し
、仕上研磨を行ない、旋削で切削工具としての特性評価
を行なった結果、高速重切切削域での性能が従来のＷｅ
−Ｃｏ系超硬合金および高速度鋼両者の欠点を補なう利
点を発揮し、卓越した切削特性を示して、本発明の効果
が現れていた。
、仕上研磨を行ない、旋削で切削工具としての特性評価
を行なった結果、高速重切切削域での性能が従来のＷｅ
−Ｃｏ系超硬合金および高速度鋼両者の欠点を補なう利
点を発揮し、卓越した切削特性を示して、本発明の効果
が現れていた。
実施例 ５
平均粒径２．０μの炭化タングステン（ＷＣ）粉末２０
重量％、平均粒径６μの炭化チタン粉末１０重量％、粒
度−３２５メッシュのＦｅ基合金（ Ｆ ｅ−０．９％
Ｃ−２％Ｓｉ−６％Ｗ−５％Ｍｏ−４％Ｃｒ）粉末７０
重量％をボールル混合後、５１ ／ｃｒＡの圧力で４０
φＸ４０ｍｍの円柱試料に戊形した。
重量％、平均粒径６μの炭化チタン粉末１０重量％、粒
度−３２５メッシュのＦｅ基合金（ Ｆ ｅ−０．９％
Ｃ−２％Ｓｉ−６％Ｗ−５％Ｍｏ−４％Ｃｒ）粉末７０
重量％をボールル混合後、５１ ／ｃｒＡの圧力で４０
φＸ４０ｍｍの円柱試料に戊形した。
次いで１２００℃、１時間、高純度水素ガス中で焼結し
、相対密度７６．８％の多孔質体を得た。
、相対密度７６．８％の多孔質体を得た。
軟鋼性カプセルに真空封入し、１１５０℃でアルゴンガ
スを用いてｌ２５０気圧、３０分の加圧を行ない、相対
密度１００％の炭化物分散型合金を得た。
スを用いてｌ２５０気圧、３０分の加圧を行ない、相対
密度１００％の炭化物分散型合金を得た。
組織観察すると、添加炭化物は母相とはほとんど反応せ
ず、また分散度もきわめて良好であった。
ず、また分散度もきわめて良好であった。
１３Ｘｌ３Ｘ５ｍｍの切削工具チップを切出し、１ ２
００℃で油焼入し、５５０℃で焼戻処理後、実施例４と
同様な方法で切削性能試験を行なった結果、高速重切削
域で充分実用に供し得る卓越した性能を示し、本発明の
効果が現われていた。
００℃で油焼入し、５５０℃で焼戻処理後、実施例４と
同様な方法で切削性能試験を行なった結果、高速重切削
域で充分実用に供し得る卓越した性能を示し、本発明の
効果が現われていた。
実施例 ６
平均粒径５．４μの炭化クロム（Ｃｒ３Ｃ２）粉末３０
重量％、平均粒径６μの炭化チタン（Ｔｉｃ）１５重量
％、ＪＩＳ規格のＳＵＳ ４ １ ０相当のステンレス
鋼粉末（−２００メッシュ）５６重量％を秤量後、湿式
ボールミル混合を５０時間行ない、混合粉を得た。
重量％、平均粒径６μの炭化チタン（Ｔｉｃ）１５重量
％、ＪＩＳ規格のＳＵＳ ４ １ ０相当のステンレス
鋼粉末（−２００メッシュ）５６重量％を秤量後、湿式
ボールミル混合を５０時間行ない、混合粉を得た。
次いで、６ｔ／一の戊形圧力にて５０ψ×６０７ｒＬＴ
Ｉｔの円柱状試料に或形後、２Ｘ１０−’Ｔｏｒｒの真
空中、１２００℃で２．５時間焼結し、相対密度８０．
２％の多孔質体を得た。
Ｉｔの円柱状試料に或形後、２Ｘ１０−’Ｔｏｒｒの真
空中、１２００℃で２．５時間焼結し、相対密度８０．
２％の多孔質体を得た。
これを高純度水素ガス中で１２００℃に再加熱後、実施
例４と同様な方法で加工エネルギー１．２ｔｍにて焼結
鍛造し、相対密度１００％の素材を得た。
例４と同様な方法で加工エネルギー１．２ｔｍにて焼結
鍛造し、相対密度１００％の素材を得た。
これより摩耗試験片を切り出し摩耗試験を行なった結果
、焼入ボロン鋳鉄材にくらべその耐摩耗性は優秀であり
、さらに耐酸性はきわめて良好であって、本発明の効果
が現われていた。
、焼入ボロン鋳鉄材にくらべその耐摩耗性は優秀であり
、さらに耐酸性はきわめて良好であって、本発明の効果
が現われていた。
第１図はＷ Ｃ − Ｃ ｏ系超硬合金の結合相含有量
と性質との関係を示す曲線図、第２図ないし第５図は本
発明製造方法による合金および比較のための合金の顕微
鏡組織を例示する観察図である。
と性質との関係を示す曲線図、第２図ないし第５図は本
発明製造方法による合金および比較のための合金の顕微
鏡組織を例示する観察図である。
Claims (1)
- １ 遷移金属炭化物中より選ばれた１種または２種以上
の炭化物粉末が５〜６５重量％で、残りが鉄族金属また
は鉄族金属をベースとした合金である混合粉末を、圧粉
戊形し、前記混合粉末の固相焼結温度領域内で還元また
は不活性雰囲気中にて前記圧粉或形体を焼結して多孔質
焼結体とした後に、前記多孔質焼結体に前記固相焼結温
度領域内で外部応力を加えて緻密化することを特徴とす
る、炭化物粒子分散型合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP50074378A JPS5847461B2 (ja) | 1975-06-20 | 1975-06-20 | タンカブツリユウシブンサンガタゴウキンノ セイゾウホウホウ |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP50074378A JPS5847461B2 (ja) | 1975-06-20 | 1975-06-20 | タンカブツリユウシブンサンガタゴウキンノ セイゾウホウホウ |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS51151207A JPS51151207A (en) | 1976-12-25 |
| JPS5847461B2 true JPS5847461B2 (ja) | 1983-10-22 |
Family
ID=13545435
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP50074378A Expired JPS5847461B2 (ja) | 1975-06-20 | 1975-06-20 | タンカブツリユウシブンサンガタゴウキンノ セイゾウホウホウ |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5847461B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5416314A (en) * | 1977-07-07 | 1979-02-06 | Fuji Daisu Kougiyou Kk | Treating method of super hard alloys |
| JPS5541947A (en) * | 1978-09-18 | 1980-03-25 | Nippon Tungsten Co Ltd | Manufacture of cermet material of high toughness |
| JPS5687648A (en) * | 1979-12-14 | 1981-07-16 | O S G Kk | Cermet coated with hard metal compound |
| JPS6029406A (ja) * | 1983-07-27 | 1985-02-14 | Tohoku Metal Ind Ltd | 焼結体の製造方法 |
| JPS62238302A (ja) * | 1986-04-09 | 1987-10-19 | Mitsubishi Metal Corp | 炭化タングステン基超硬合金の強靭化法 |
| JPH0493980U (ja) * | 1991-01-07 | 1992-08-14 |
-
1975
- 1975-06-20 JP JP50074378A patent/JPS5847461B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS51151207A (en) | 1976-12-25 |
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