JPS5976850A - 強靭性サ−メツトの製造方法 - Google Patents
強靭性サ−メツトの製造方法Info
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- JPS5976850A JPS5976850A JP18805082A JP18805082A JPS5976850A JP S5976850 A JPS5976850 A JP S5976850A JP 18805082 A JP18805082 A JP 18805082A JP 18805082 A JP18805082 A JP 18805082A JP S5976850 A JPS5976850 A JP S5976850A
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- Japan
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- phase
- carbide
- powder
- cermet
- toughness
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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】
本発明は靭杓、1iil熱クラックt’4 J3よび耐
塑性変形性に優れた刀−メツトに関するものである。
塑性変形性に優れた刀−メツトに関するものである。
従来炭化チタン(以丁1−iCで示−リ−)基リーメノ
t・はWC基合金イ1どの超硬合金に比して、靭性に劣
っていることからこれらを改善するために、■MOある
いはM−02Gを添加し、焼結時の炭化物の粒成長を抑
制するとともに結合相金属とのぬれ性を改良する。
t・はWC基合金イ1どの超硬合金に比して、靭性に劣
っていることからこれらを改善するために、■MOある
いはM−02Gを添加し、焼結時の炭化物の粒成長を抑
制するとともに結合相金属とのぬれ性を改良する。
■WあるいはWCを添加し、MOあるいはMO2C添加
と同時の効果をはかる。
と同時の効果をはかる。
などの手段がとられているが、いり゛れの場合も炭化物
粒子の周辺に形成される複炭化物相の偵が多く、炭化物
粒子の成長が大きいため満足な靭性は得られない。また
、結合相中のw、Mo固溶量を多くすれば炭化物と結合
相のぬれ↑11が改西され靭性が向上づるのであるが、
従来の〜VC,MO2Cを単独に添加する形Cは結合相
中の〜V、〜10固溶聞は増加せず満足な靭性を得るに
至っていない。
粒子の周辺に形成される複炭化物相の偵が多く、炭化物
粒子の成長が大きいため満足な靭性は得られない。また
、結合相中のw、Mo固溶量を多くすれば炭化物と結合
相のぬれ↑11が改西され靭性が向上づるのであるが、
従来の〜VC,MO2Cを単独に添加する形Cは結合相
中の〜V、〜10固溶聞は増加せず満足な靭性を得るに
至っていない。
また、従来のTiC基4ノーメノトは、WCC超超硬合
金比べ主成分炭化物の性質上、高温で変形しゃすいどと
およびIlil切続切削時→ノイクルによる熱クラツク
が生じ易い欠点がある。これらの欠点に対しては、 ■合金のWC含含有を多くし、熱伝導↑1を向上さける ■WC、tvlo 2 Gを添加し、炭化物と結合相の
ぬれ性を向1さUる ■結合相4固溶強化もしくは析出強化りることが従来考
えられてきている。このうち■に関しては、従来の様に
単にW、WC,MoあるいはMOCを添加すると、これ
らの成分はTiCに比べ耐摩耗性が劣るため合金の耐摩
耗性を劣化させる結果となり、多量に含有できないのが
現状である。
金比べ主成分炭化物の性質上、高温で変形しゃすいどと
およびIlil切続切削時→ノイクルによる熱クラツク
が生じ易い欠点がある。これらの欠点に対しては、 ■合金のWC含含有を多くし、熱伝導↑1を向上さける ■WC、tvlo 2 Gを添加し、炭化物と結合相の
ぬれ性を向1さUる ■結合相4固溶強化もしくは析出強化りることが従来考
えられてきている。このうち■に関しては、従来の様に
単にW、WC,MoあるいはMOCを添加すると、これ
らの成分はTiCに比べ耐摩耗性が劣るため合金の耐摩
耗性を劣化させる結果となり、多量に含有できないのが
現状である。
また■に関しでは+”+; iIiの如く、結合相のW
、MU固溶吊を増加させζ15る必要があり、これに対
し従来WメタルあるいはMOメタルを結合相と構成する
NiあるいはCO粉末に混合する方法もと、られている
が、これらの方法では焼結中に\IVCあるいはMO2
Cどなり、結合相中にWあるいはMOどして固溶づ−る
石が減り、炭化物と結合相のぬれ性改善は十分になされ
ていない現状である。
、MU固溶吊を増加させζ15る必要があり、これに対
し従来WメタルあるいはMOメタルを結合相と構成する
NiあるいはCO粉末に混合する方法もと、られている
が、これらの方法では焼結中に\IVCあるいはMO2
Cどなり、結合相中にWあるいはMOどして固溶づ−る
石が減り、炭化物と結合相のぬれ性改善は十分になされ
ていない現状である。
また■の固溶強化に関しても、■で述べたと同じ様に、
結合相中に固溶づ゛る〜’、NIO濃度が限られCいる
ため十分ではtにい。析出強化に対しCは、AI、Ti
等の添加が考えられ−Cいるが析出強化をはかると合金
の靭性が劣化し好ましくない。
結合相中に固溶づ゛る〜’、NIO濃度が限られCいる
ため十分ではtにい。析出強化に対しCは、AI、Ti
等の添加が考えられ−Cいるが析出強化をはかると合金
の靭性が劣化し好ましくない。
本発明者らは上述のような観点から、高温におい−C高
い強疫をもつと共に靭性、耐塑性変形性および耐摩耗性
に優れたサーメットを得るべく仙究を重ねた結果、17
00℃以上C固溶化処理をしtこ(W、Ti 、Mo
、Zr )CNを原料粉末として用いると、 ■炭化物周辺組成聞が少なくなること ■結合相中に固溶するW、 MO1llfllが増加し
、結合相が固溶強化されると共に炭化物とのぬれ性が改
善されること ■炭化物結合組成(以下メタル1〜ンと呼ぶ)を形成し
、高温で合金が変形しにくくなること■耐摩耗性を劣化
することなくWCを多量に含有し靭性が向上できる という驚く′べぎ結果を得たのである。
い強疫をもつと共に靭性、耐塑性変形性および耐摩耗性
に優れたサーメットを得るべく仙究を重ねた結果、17
00℃以上C固溶化処理をしtこ(W、Ti 、Mo
、Zr )CNを原料粉末として用いると、 ■炭化物周辺組成聞が少なくなること ■結合相中に固溶するW、 MO1llfllが増加し
、結合相が固溶強化されると共に炭化物とのぬれ性が改
善されること ■炭化物結合組成(以下メタル1〜ンと呼ぶ)を形成し
、高温で合金が変形しにくくなること■耐摩耗性を劣化
することなくWCを多量に含有し靭性が向上できる という驚く′べぎ結果を得たのである。
上記■の理由は、炭化物の周辺組成を形成する成分を前
も一ノー(Iiiξわ1粉末の中に固溶さUでおくため
に、焼結中にこれら成分が炭化物中に拡散りることが少
なく、これにより周辺組成量が減じ合金の靭性が向−1
,t、 /、:ものど考えられる。
も一ノー(Iiiξわ1粉末の中に固溶さUでおくため
に、焼結中にこれら成分が炭化物中に拡散りることが少
なく、これにより周辺組成量が減じ合金の靭性が向−1
,t、 /、:ものど考えられる。
■の押出どしCは、焼結中に副炭化物原材中のW、Mo
が液相中に焼結温痕での固溶限ま(・溶解するが、冷却
中複炭化物相中に既に多iのW、 Mが含有させ【ある
ために、油相に固溶したWあるいはMOの複炭化物中へ
の拡散が遅れるため結合相中に多量に残るものと思われ
る。このことが結合相中に多量のW、VIoが固溶し、
結合相を固溶強化づ°ると同Uνに、炭化物と結合相の
ぬれ性を改善し結合相−炭化物界面強度を向上せしめ、
合金の靭性、熱クランク性を向上させると占えられる。
が液相中に焼結温痕での固溶限ま(・溶解するが、冷却
中複炭化物相中に既に多iのW、 Mが含有させ【ある
ために、油相に固溶したWあるいはMOの複炭化物中へ
の拡散が遅れるため結合相中に多量に残るものと思われ
る。このことが結合相中に多量のW、VIoが固溶し、
結合相を固溶強化づ°ると同Uνに、炭化物と結合相の
ぬれ性を改善し結合相−炭化物界面強度を向上せしめ、
合金の靭性、熱クランク性を向上させると占えられる。
■の押出は発明者らにも詳細は明らかでない。
■の理由は(W、’ri 、MO,7r )CNを使う
ことにJ、リスケルトン形成が促進され、このスケルト
ン形成により耐摩耗性が向上し、耐摩耗性に劣るWC,
Mo 2 G添加にもかかわらず合金の耐摩耗性を劣化
させないものと考えられる。
ことにJ、リスケルトン形成が促進され、このスケルト
ン形成により耐摩耗性が向上し、耐摩耗性に劣るWC,
Mo 2 G添加にもかかわらず合金の耐摩耗性を劣化
させないものと考えられる。
また、ZrCを添加すること【こJ、り合金の耐摩耗性
、耐塑性変形性が向1することはよく知られ−Cいるが
、7rCを甲独に添加づると合金の靭11を著しく劣化
覆る。本発明以前に、Zrの添加に対しCは水素化物あ
るいは窒化物どしての添加が提案されているが、前者は
焼結過程で炭化され/Cを添加した時と同様な結果とな
る。後者においては、7rNはきわめて安定なため焼結
性が悪く、また焼結後もZrNが単相で残るため合金の
靭性を損う。
、耐塑性変形性が向1することはよく知られ−Cいるが
、7rCを甲独に添加づると合金の靭11を著しく劣化
覆る。本発明以前に、Zrの添加に対しCは水素化物あ
るいは窒化物どしての添加が提案されているが、前者は
焼結過程で炭化され/Cを添加した時と同様な結果とな
る。後者においては、7rNはきわめて安定なため焼結
性が悪く、また焼結後もZrNが単相で残るため合金の
靭性を損う。
本発明はこれらZ「の添加に伴なう焼結性の劣化に基づ
く靭性の劣化をも改善した。つまり、原料中に前もって
7rを固溶Jることにより、焼結性を改善しZr添加に
よっても靭性を損うことなくZrの利点を生かし得た。
く靭性の劣化をも改善した。つまり、原料中に前もって
7rを固溶Jることにより、焼結性を改善しZr添加に
よっても靭性を損うことなくZrの利点を生かし得た。
Zrを固溶体に含有させるにはZrCを用いくもよいが
、7rあるいはZrOを用いて低温で均一な固溶体を作
ることもできる。
、7rあるいはZrOを用いて低温で均一な固溶体を作
ることもできる。
次にこ6発明の強靭性サーメッ1−におい−(上述のよ
うに数値限定した理由について述べる。
うに数値限定した理由について述べる。
(1)複炭化物相ど結合相
複炭化物相の念右量が10%未満ではこれに対応し結合
相mが9096を越えるため耐摩耗性が損われるため複
炭化物相は10%以」含有さけなければならない。しか
し複j尖化物相が9j)%を越えて含有すると、これに
対応し結合相が5%未満となり、靭性が劣II; Lτ
しまうため複炭化物相含有吊を10・〜95%、結臼相
端を5・〜90%と限定した。<(お、実用切削=[具
としては複炭化物相40・〜95%の含有が望ましい。
相mが9096を越えるため耐摩耗性が損われるため複
炭化物相は10%以」含有さけなければならない。しか
し複j尖化物相が9j)%を越えて含有すると、これに
対応し結合相が5%未満となり、靭性が劣II; Lτ
しまうため複炭化物相含有吊を10・〜95%、結臼相
端を5・〜90%と限定した。<(お、実用切削=[具
としては複炭化物相40・〜95%の含有が望ましい。
(2)固溶化処理瀉麿
固溶化処理)晶麿が1700℃以T; ’rあると、W
C2Tl(/おJ、びMo 2 Gが均一(’L固溶体
どなり得ないので固溶化処理温葭は1700℃以−1と
限定しI(。
C2Tl(/おJ、びMo 2 Gが均一(’L固溶体
どなり得ないので固溶化処理温葭は1700℃以−1と
限定しI(。
(3)固溶体中のWC,、Mo 2 G吊(WwTix
MO,Zr、)CNにおいて、Wを0.1−0.5.
Vを0.02・〜0,1どした即山は、×が0.1未
満、■が0.02未満(・は炭化物ど結合相のぬれ性を
改良りるに至らず添加効果が認められないためXは0.
11J、l、 Vは0.02以上と限定した。またXが
0.5. Vが0.02を越えて含有さけると、TiC
のもつ耐摩耗性に優れる寄与が弱まり、合金の耐摩耗性
が劣化することJ3よびスケルトン量が増え合金の靭性
が劣化するため、XはOb以下、■は0.1以下と限定
した。2は0.05未満ては7rCの有する利点のうち
耐摩耗性の向−1という特長をやや生かし得ないこと、
また0、1を越えると(W、Ti 、Mo 、Zr )
Cどし、7rCを添加し−(も靭性の劣化をややきたす
ため0.05以J−0,1未満とじlc。
MO,Zr、)CNにおいて、Wを0.1−0.5.
Vを0.02・〜0,1どした即山は、×が0.1未
満、■が0.02未満(・は炭化物ど結合相のぬれ性を
改良りるに至らず添加効果が認められないためXは0.
11J、l、 Vは0.02以上と限定した。またXが
0.5. Vが0.02を越えて含有さけると、TiC
のもつ耐摩耗性に優れる寄与が弱まり、合金の耐摩耗性
が劣化することJ3よびスケルトン量が増え合金の靭性
が劣化するため、XはOb以下、■は0.1以下と限定
した。2は0.05未満ては7rCの有する利点のうち
耐摩耗性の向−1という特長をやや生かし得ないこと、
また0、1を越えると(W、Ti 、Mo 、Zr )
Cどし、7rCを添加し−(も靭性の劣化をややきたす
ため0.05以J−0,1未満とじlc。
ついでこの発明の強靭性V−メツ1−を実施例より詳述
する。
する。
実施例1
平均粒度1.0μのTiC粉末、同1.3μのWC粉末
、同1.7μのMO2C粉末を用いこれらの粉末を適当
量配合し、真空中1700℃・〜1800℃で1時間反
応させ(”固溶体化し、ついeこれをボールミル粉砕し
平均粒度1.0μの複炭化物原料を作製した。また結合
相形成のために平均粒度1.0μのNi粉末を用いた。
、同1.7μのMO2C粉末を用いこれらの粉末を適当
量配合し、真空中1700℃・〜1800℃で1時間反
応させ(”固溶体化し、ついeこれをボールミル粉砕し
平均粒度1.0μの複炭化物原料を作製した。また結合
相形成のために平均粒度1.0μのNi粉末を用いた。
これらの粉末および平均粒1i1.!iμのTiC粉末
を用い、第1表の組成に配合し、ボールミル粉砕、成形
後1400℃で1時間真空焼結を行ない、本発明強靭性
Iナーメツト1・〜・8を製造した。前記本発明ザーメ
ツ1−1・−8の成分組成が−どの特性と共に第1表に
示されている。なお第1表には、製)Δ方法の違う比較
サーメツ+−A・−Eが併記されている。高温強度は1
000℃応カフ0KO/ll1lI12下で短時間クリ
ープ)ストを行な・ノた0、′1の破断までの時間を示
す。
を用い、第1表の組成に配合し、ボールミル粉砕、成形
後1400℃で1時間真空焼結を行ない、本発明強靭性
Iナーメツト1・〜・8を製造した。前記本発明ザーメ
ツ1−1・−8の成分組成が−どの特性と共に第1表に
示されている。なお第1表には、製)Δ方法の違う比較
サーメツ+−A・−Eが併記されている。高温強度は1
000℃応カフ0KO/ll1lI12下で短時間クリ
ープ)ストを行な・ノた0、′1の破断までの時間を示
す。
第1表から明らかなように、本発明ザーメノ1−におい
ては抗折力、高渇強疫が比較4j−メツトJ、り格段に
優れていることがわかる。
ては抗折力、高渇強疫が比較4j−メツトJ、り格段に
優れていることがわかる。
ついC゛上記発明サすメッ+−4,cおよび7.比較1
ノーメツt−B、CおよびDに関し、以下に示づ切削条
件で連続切削試験および断続試験を行41いこの結果を
第2表に示しI5゜ ■連続切削試験1 被削材 J Is 80M3 (1−lc 40
)切込み 2 as 送り速度 0.41111 / reV切削速度
200 m、’+nir+切削時間 1 !i I
ll i rl■断続切削条f′1 被削(A 、)I S 80M :’3 (II
340)切込み 2mm 切削速15 EO+nMmin 切削時間 各送り3 min 第2表 第2表からも明らかなように、本発明サーメットは耐摩
耗性a3よび耐欠損性、特に耐欠損性が比較サーメット
より格段に優れ−Cいることがわかる。
ノーメツt−B、CおよびDに関し、以下に示づ切削条
件で連続切削試験および断続試験を行41いこの結果を
第2表に示しI5゜ ■連続切削試験1 被削材 J Is 80M3 (1−lc 40
)切込み 2 as 送り速度 0.41111 / reV切削速度
200 m、’+nir+切削時間 1 !i I
ll i rl■断続切削条f′1 被削(A 、)I S 80M :’3 (II
340)切込み 2mm 切削速15 EO+nMmin 切削時間 各送り3 min 第2表 第2表からも明らかなように、本発明サーメットは耐摩
耗性a3よび耐欠損性、特に耐欠損性が比較サーメット
より格段に優れ−Cいることがわかる。
次に耐熱クラック性、耐塑性変形性と比較するため]記
試オ′)1におい(次の条(!l ’U’切削試験を行
ない第3表にその結果を示しtこ。
試オ′)1におい(次の条(!l ’U’切削試験を行
ない第3表にその結果を示しtこ。
耐熱クラック試験
被削材 J Is 30M3 (ト1s40)切
込み 2 mm 送り 0.3 m1ll 7’刃切削速度
150…7 III i n切削時間 4Illin 耐塑性変形試験 被削材 ”1’ if D 2 G (l−l
415)送り 0.2111111 /’刃切
込み 2n+m 切削達磨 100 m / 1llinll時間
1 min 第3表 第3表から明らかなように、本発明サーメットは比較サ
ーメットに比べ、熱クラツクが発生しにくいとともに刃
先の塑f’l変形にJ:るダレのfiが格段に少ないこ
とが4つかる。
込み 2 mm 送り 0.3 m1ll 7’刃切削速度
150…7 III i n切削時間 4Illin 耐塑性変形試験 被削材 ”1’ if D 2 G (l−l
415)送り 0.2111111 /’刃切
込み 2n+m 切削達磨 100 m / 1llinll時間
1 min 第3表 第3表から明らかなように、本発明サーメットは比較サ
ーメットに比べ、熱クラツクが発生しにくいとともに刃
先の塑f’l変形にJ:るダレのfiが格段に少ないこ
とが4つかる。
実施例2
実施例1において使用したと同じ原料粉末を用いるどと
もに、同様な製造条件によつC1本本発明サーメット9
・−14と比較υ−メツ1〜F・〜1−1を製造した。
もに、同様な製造条件によつC1本本発明サーメット9
・−14と比較υ−メツ1〜F・〜1−1を製造した。
これら両す−メッi・の成分、特性、用いた原料粉末が
第4表に示されている。
第4表に示されている。
第4Pにから明らかなJ、・)に、本発明強靭性4ノー
メツ1−におい(は抗折力、高揚強度が比較1ノーメツ
トより格段に暖れ【いることがわかる。
メツ1−におい(は抗折力、高揚強度が比較1ノーメツ
トより格段に暖れ【いることがわかる。
ついで上記発明十)−メント1′l、13および14、
比較υ−メンIGに関し、実施例1に示したど同−条(
’+で切削試験を11ないこの結果を第5表に示した。
比較υ−メンIGに関し、実施例1に示したど同−条(
’+で切削試験を11ないこの結果を第5表に示した。
第5表
第5表からも明らかなように、本発明リーメッt・は耐
摩耗性おJ:び耐欠損性、特に耐欠損性が比較サーメッ
トJこり格段に優れでいることがわかる。
摩耗性おJ:び耐欠損性、特に耐欠損性が比較サーメッ
トJこり格段に優れでいることがわかる。
ついで実施例1に示したど同様に耐熱クランク廿1M塑
性変形牲ど比較した結果を第6表に示した。
性変形牲ど比較した結果を第6表に示した。
第6表
第6表から明らかなように、本発明4ノーメツトは比較
サーメツ]−に比べ耐熱クランク竹、耐塑性変形性に格
段に優れていることがわかる。
サーメツ]−に比べ耐熱クランク竹、耐塑性変形性に格
段に優れていることがわかる。
実施例3
実施例1において使用しlcど同じ原料粉末を用いると
どもに同様な製造条件によって製造した比較1y−メツ
1〜■・−Kを+A8した。これらど本発明り゛−メン
ト4および6の成分、特性、用いjこ原料粉末a5よび
実施例1と同様の切削条(1r切削試験を行なった結果
が第7表に示されCい〈)。
どもに同様な製造条件によって製造した比較1y−メツ
1〜■・−Kを+A8した。これらど本発明り゛−メン
ト4および6の成分、特性、用いjこ原料粉末a5よび
実施例1と同様の切削条(1r切削試験を行なった結果
が第7表に示されCい〈)。
第7表より、本発明り一−メッI1.L(W、丁1゜M
O,7r )(EN以外の固溶体を使用した場合に比べ
抗折力、耐摩耗性、耐欠損v1に(9れることが4つか
る。
O,7r )(EN以外の固溶体を使用した場合に比べ
抗折力、耐摩耗性、耐欠損v1に(9れることが4つか
る。
本発明は1述のJ、うに構成しlcものであり、原料固
溶体の中に7r、Iffに固溶りることにより、合金の
靭性を(こなうことなくZr、f−Hの多聞の添加を可
能どした。
溶体の中に7r、Iffに固溶りることにより、合金の
靭性を(こなうことなくZr、f−Hの多聞の添加を可
能どした。
・J“1 わυ ンflj 、ilヨ 着n事1′[
の表示 昭和57 、(’f 1、+i m〕’ M 第1
88050号発明の名称 強靭竹号−メットの製造方
法補正をする賃 事件どの関係 特許出願人 住所 東京都千代田区丸ノ内二丁目1番2号名称 (5
08)日立金属株式会社 電話 東京03−284−、IG、12明細化の「特z
′1請求の範囲=1の欄、および「発明の詳細な説明」
の欄。
の表示 昭和57 、(’f 1、+i m〕’ M 第1
88050号発明の名称 強靭竹号−メットの製造方
法補正をする賃 事件どの関係 特許出願人 住所 東京都千代田区丸ノ内二丁目1番2号名称 (5
08)日立金属株式会社 電話 東京03−284−、IG、12明細化の「特z
′1請求の範囲=1の欄、および「発明の詳細な説明」
の欄。
補止の内容
別紙の通り
1、明細書の「特許請求の範囲」の欄の記載を次の通り
ii’l’ iT’ ”Jる。
ii’l’ iT’ ”Jる。
110−95重量%の複炭化物相ど5=−90重量%の
r’a 、 Go 、 Niの11÷叉は2種の結合相
とからなるサーメットにおいて、前記複炭化物相を構成
するための原料粉末として1700℃以上で1時間。
r’a 、 Go 、 Niの11÷叉は2種の結合相
とからなるサーメットにおいて、前記複炭化物相を構成
するための原料粉末として1700℃以上で1時間。
真空中C固溶化処理をした1以上のC/N比の複炭化物
原料(WWT + (MOy 7 r 2 ) C
Nを用い、前記w、x、y、zがそれぞれ次に示す@量
化範囲の組成をイjすることを特徴どする強靭性量ナー
メツト。
原料(WWT + (MOy 7 r 2 ) C
Nを用い、前記w、x、y、zがそれぞれ次に示す@量
化範囲の組成をイjすることを特徴どする強靭性量ナー
メツト。
0.1≦W≦ 0.5
0.1≦X≦ 0.5
0.02≦y≦0.1
0.01≦Z < 0.1
w −t−x +y +z = i
」
2、明細四の[発明の詳細な説明」の欄の記載を下記の
通りa]正する。
通りa]正する。
記
(1)明細書第2頁第8行の「同時の」を「同様の1に
訂J′Ilする。
訂J′Ilする。
(2)同書第3頁第8行のrMoあるいはMOCJをr
I’v10あるいはM(12,cJに訂正する。
I’v10あるいはM(12,cJに訂正する。
(3)同化第4頁第11行の1組成量1を「組織量」に
5J正覆る。
5J正覆る。
(4)同書同頁第15行の1組成」を「組織」にR■正
Jる。
Jる。
(5)同書第5頁第7行のrMJをrMo、Jに訂正づ
る。
る。
(6)同店第6頁第6行の17」を[Z r 、Jに訂
正する。
正する。
(7)同m同頁末行の[改1め限定1を1゛数値限定1
に訂i二する。
に訂i二する。
(8)同書第7頁第17行の1”×」を「W」に訂正す
る。
る。
(9)同if 1ii1頁未行の「×−1をrWJにi
J正する。
J正する。
(10)同化第8頁第1行の「×が0.5. Vが0.
02 Jを「Wが0.5. Vが0.1」に訂正する。
02 Jを「Wが0.5. Vが0.1」に訂正する。
(11)同書同頁第4行の「×1をrWJに訂正する。
(12)同書同頁第15行の「MO2C粉末」の後に「
および、同1.4μのZrC粉末」を挿入する。
および、同1.4μのZrC粉末」を挿入する。
(13)同書第10頁第1行のrTicJを[丁acJ
に訂正づる。
に訂正づる。
(14)同門同頁第18行の「(1−1c 40) J
をr (H340) Jに訂正する。
をr (H340) Jに訂正する。
(15)同門箱11頁末行の「耐塑性変形性と」を「耐
塑性変形性を」に訂正−りる。
塑性変形性を」に訂正−りる。
(16)同書第12頁第9行の[(1−1415) J
をMl、 415) Jに訂正づる。
をMl、 415) Jに訂正づる。
以上
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 10・〜95重量%の複炭化物相とj)・・・90重量
%のF。 co、Niの1秤又は2種の結合相とからなるサーメッ
トにおいで、前記複炭化物相を構成するための原Pl粉
末として1700℃以上で1時間、真空中C固溶化処理
をした1以トのC/ N比の複炭化物原料(WWT!x
MO,y Zrz )CNを用い、前記W、X、V
、/’がイれぞれ次に示す重量比範囲の組成を右するこ
とを特徴とする強靭性」J−メツト。 0.1区W二0.5 0.1WX 10.5 0.02 fV−0,1 0,05孟l≦0.1 W −i’X +y+Z = 1
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18805082A JPS5976850A (ja) | 1982-10-26 | 1982-10-26 | 強靭性サ−メツトの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18805082A JPS5976850A (ja) | 1982-10-26 | 1982-10-26 | 強靭性サ−メツトの製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5976850A true JPS5976850A (ja) | 1984-05-02 |
Family
ID=16216802
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP18805082A Pending JPS5976850A (ja) | 1982-10-26 | 1982-10-26 | 強靭性サ−メツトの製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5976850A (ja) |
-
1982
- 1982-10-26 JP JP18805082A patent/JPS5976850A/ja active Pending
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