JPS61279660A - 焼結高硬度合金鋼 - Google Patents
焼結高硬度合金鋼Info
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- JPS61279660A JPS61279660A JP12232385A JP12232385A JPS61279660A JP S61279660 A JPS61279660 A JP S61279660A JP 12232385 A JP12232385 A JP 12232385A JP 12232385 A JP12232385 A JP 12232385A JP S61279660 A JPS61279660 A JP S61279660A
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- alloy steel
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- alloy
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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、ｌ＋ａ、５ａ、Ｇａ族の炭化物、窒化物、炭
窒化物およびこれらの複炭化物、複窒化物、複炭窒化物
などを硬質相とし、結合相を主としてＦｅまたはＦθ合
金とした耐摩耗用工 具および切削工具などに適
する焼結高硬度合金 □鋼１こ関するものである
。
窒化物およびこれらの複炭化物、複窒化物、複炭窒化物
などを硬質相とし、結合相を主としてＦｅまたはＦθ合
金とした耐摩耗用工 具および切削工具などに適
する焼結高硬度合金 □鋼１こ関するものである
。
〔従来技術〕
各従来、Ｐｅ基地中に耐摩耗性に富むｌｊ細な硬
□。−４，７、ッ１１ ｓ ｔ＝ ｓ ｔ ｔ＝
＋ ＊ Ｌ ｉ ｍ Ｍ ｉう＠ｌｉあ合。ヨヶ
得う。よイア法やア、フイオよ ）または酸化物
の混合粉末を還元し、同時に合金 （化せしめた
合金粉末による粉末冶金的製造法な □どが知ら
れている。 ・ｊ自 〔発明が解決しようとする問題点〕ｉ゛１しかし、溶解
法−こよれば、凝固時に晶出する １゛硬質相の
粗大化と分布の不均一を避けることが ン できず・均質化熱処理や熱間鍛造角１などをは
１８１・： どこしても粗大硬質相が不均一に分布した組織
［、・となり、これを工具などに用いると欠けなどが
□−発生し易くなり工具用の合金鋼としては充分
な ′８特性が発揮できない。
：ｌ。
各従来、Ｐｅ基地中に耐摩耗性に富むｌｊ細な硬
□。−４，７、ッ１１ ｓ ｔ＝ ｓ ｔ ｔ＝
＋ ＊ Ｌ ｉ ｍ Ｍ ｉう＠ｌｉあ合。ヨヶ
得う。よイア法やア、フイオよ ）または酸化物
の混合粉末を還元し、同時に合金 （化せしめた
合金粉末による粉末冶金的製造法な □どが知ら
れている。 ・ｊ自 〔発明が解決しようとする問題点〕ｉ゛１しかし、溶解
法−こよれば、凝固時に晶出する １゛硬質相の
粗大化と分布の不均一を避けることが ン できず・均質化熱処理や熱間鍛造角１などをは
１８１・： どこしても粗大硬質相が不均一に分布した組織
［、・となり、これを工具などに用いると欠けなどが
□−発生し易くなり工具用の合金鋼としては充分
な ′８特性が発揮できない。
：ｌ。
また、アトマイズ法によって得た粗い造粒粉 ；
、！：（ 末を用いて粉末冶金的製造方法で得た場合も、
、、。
、！：（ 末を用いて粉末冶金的製造方法で得た場合も、
、、。
硬質相が連続的あるいは並列に分布したものとなり組織
が不均一になり易い。これを改善するためにヌエージン
グ処理など熱間で緻密化を促進させようとした場合でも
ｖ量が２０％以下で、かつ低戻素合金のとぎは比較的硬
質相は均一に分布するが、しかし該硬質相の粒度が粗く
なりてしまう。またＶ量が２０％以上になると粗大硬質
相が晶出し、これによって得た合金鋼は靭性が低下する
。そして微細金属粉末や微細な硬質相を形成する粉末を
用いた粉末冶金的手法の場合でも主たる基地組織となる
Ｆｅ粉末やＦ’ｅ合金粉末が粗いと合金化の温度下で一
部液相が生じて硬質相が層状にあられれ不均一なｍｓと
なり易い。
が不均一になり易い。これを改善するためにヌエージン
グ処理など熱間で緻密化を促進させようとした場合でも
ｖ量が２０％以下で、かつ低戻素合金のとぎは比較的硬
質相は均一に分布するが、しかし該硬質相の粒度が粗く
なりてしまう。またＶ量が２０％以上になると粗大硬質
相が晶出し、これによって得た合金鋼は靭性が低下する
。そして微細金属粉末や微細な硬質相を形成する粉末を
用いた粉末冶金的手法の場合でも主たる基地組織となる
Ｆｅ粉末やＦ’ｅ合金粉末が粗いと合金化の温度下で一
部液相が生じて硬質相が層状にあられれ不均一なｍｓと
なり易い。
また、酸化物の混合粉末を還元し、同時に合金化した合
金粉末を用いて得た該焼結合金鋼は、酸化物を使用する
ため、その還元条件が非常に一部しい。すなわち酸化物
を還元させるのに要するカーボン量、還元ガスの流量、
還元温度、時間などの要因により該鋼の形成にバラツキ
が生じ、これらの条件をある程度コントロー、ルできた
としても微量の０２が粉末に残存し易くボアーの原因と
なったり、合金中のカーボン量にこ影響を与えたりする
。またカーボン量が過剰になると残存する０２は少量と
なるが、焼結温度が低下して炭化物粒度に影響をもたら
すように思われる。このように酸化物の混合粉末を還元
して該合金鋼を得ることも還元粉末の管理がきわめて難
しく該鋼が品質的にバラツキの多いものとなりやすい。
金粉末を用いて得た該焼結合金鋼は、酸化物を使用する
ため、その還元条件が非常に一部しい。すなわち酸化物
を還元させるのに要するカーボン量、還元ガスの流量、
還元温度、時間などの要因により該鋼の形成にバラツキ
が生じ、これらの条件をある程度コントロー、ルできた
としても微量の０２が粉末に残存し易くボアーの原因と
なったり、合金中のカーボン量にこ影響を与えたりする
。またカーボン量が過剰になると残存する０２は少量と
なるが、焼結温度が低下して炭化物粒度に影響をもたら
すように思われる。このように酸化物の混合粉末を還元
して該合金鋼を得ることも還元粉末の管理がきわめて難
しく該鋼が品質的にバラツキの多いものとなりやすい。
本発明は、容易に製造を可能とし、コスト的に有利な微
細、均一な硬質相ヶ区。基地やや分布させた合金組織を
有する耐摩耗用工具または切削工具に適する焼結高硬度
合金鋼を提供することを目的とするものである。
細、均一な硬質相ヶ区。基地やや分布させた合金組織を
有する耐摩耗用工具または切削工具に適する焼結高硬度
合金鋼を提供することを目的とするものである。
本発明は、前々記した問題点をこ鑑み、下記する構成に
よってその問題点を解決したものである。
よってその問題点を解決したものである。
すなわち、粒径がα２〜１０．０μｍのＦｅ粉末または
Ｆ１３合金粉末へ１０μｍ以下の粒径を有するＭｏ、Ｔ
ｉ、Ｏｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１８１！または２
種以上の金属粉末もしくは炭化物、窒化物、炭窒化物な
どの粉末を加えて焼結し、該Ｆｅ基地中に少なくともＭ
ｏ、Ｔｉ、ｃｒ、ｖ、ｗなどの炭化物または窒化物ある
いは炭窒化物および複灰化物、複窒化物、複炭窒化物の
１種または２種以上と不可避不純物が分布している組織
とした合金鋼である。
Ｆ１３合金粉末へ１０μｍ以下の粒径を有するＭｏ、Ｔ
ｉ、Ｏｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１８１！または２
種以上の金属粉末もしくは炭化物、窒化物、炭窒化物な
どの粉末を加えて焼結し、該Ｆｅ基地中に少なくともＭ
ｏ、Ｔｉ、ｃｒ、ｖ、ｗなどの炭化物または窒化物ある
いは炭窒化物および複灰化物、複窒化物、複炭窒化物の
１種または２種以上と不可避不純物が分布している組織
とした合金鋼である。
本発明は、金属粉末または合金粉末や硬質相粉末の粒度
を１０μｍ以下におさえ、この粉末を粉砕混合して該粉
末の活性化をはかることにより金属または合金粉末や硬
質相を形成する粉末を低温において容易に合金化を促進
させ微細で均一な硬質相が分布した合金組織を有せしめ
た耐摩耗用工具や切削工具に適した焼結高硬度合金鋼を
得ようとするものである。すなわち微細粉末の使用によ
り粉末の混合度がきわめて艮好なものとなり、かつ粉末
自体の活性度が高まり低温をこおいて合金化が容易をこ
促進するという □あるいは還元による合金化法
などに比較して、 ”その製造プロセスがきわめ
て而単になり低コス （トで該合金鋼が得られる
。なお、硬質相または １結合相となる粉末の粒
度は１０μｍ以下の粉末 ［であることが好まし
いが、これを−５２５メツ ”シュ程度の粉末で
あっても粉砕によって１０μｍ ’以下にした
もの、あるいはプラズマスプレー法１など０超微粒子粉
末製造方法″よる粉末を用い ＋１でもよい。し
かし該粉末をｏ、ｏうμ・以下のも Ｉ搭 シ のを用いた場合は、粉末の乾燥時に発火するお
ｌ。
を１０μｍ以下におさえ、この粉末を粉砕混合して該粉
末の活性化をはかることにより金属または合金粉末や硬
質相を形成する粉末を低温において容易に合金化を促進
させ微細で均一な硬質相が分布した合金組織を有せしめ
た耐摩耗用工具や切削工具に適した焼結高硬度合金鋼を
得ようとするものである。すなわち微細粉末の使用によ
り粉末の混合度がきわめて艮好なものとなり、かつ粉末
自体の活性度が高まり低温をこおいて合金化が容易をこ
促進するという □あるいは還元による合金化法
などに比較して、 ”その製造プロセスがきわめ
て而単になり低コス （トで該合金鋼が得られる
。なお、硬質相または １結合相となる粉末の粒
度は１０μｍ以下の粉末 ［であることが好まし
いが、これを−５２５メツ ”シュ程度の粉末で
あっても粉砕によって１０μｍ ’以下にした
もの、あるいはプラズマスプレー法１など０超微粒子粉
末製造方法″よる粉末を用い ＋１でもよい。し
かし該粉末をｏ、ｏうμ・以下のも Ｉ搭 シ のを用いた場合は、粉末の乾燥時に発火するお
ｌ。
それが多分にあり好ましいものではない。特に
；゛Ｆｅ粉末またはＦｅ合会合粉末ついては非常に
：活性なものであるから発火防止のため０．２μｍ
１”・（ ″′１″′１パ・″″″″′″０°１”ＣＩｌｌ ｐ゛
４ ｆ ｌを用いると焼結時にさらに硬質相が粗大
化する １′。
；゛Ｆｅ粉末またはＦｅ合会合粉末ついては非常に
：活性なものであるから発火防止のため０．２μｍ
１”・（ ″′１″′１パ・″″″″′″０°１”ＣＩｌｌ ｐ゛
４ ｆ ｌを用いると焼結時にさらに硬質相が粗大
化する １′。
傾向を示し、これをこより合金鋼自体の靭性が低
目下するのと共に研削性を著しく困難なものにする。
目下するのと共に研削性を著しく困難なものにする。
他方、芋たる基地組織となる’Ｗｅ粉末やＦｅ合金粉末
が粗いと合金化の温度下で一部分に液相が生じて硬質相
が層状にあられれたりして不均一な組織となり易い。以
上のようなことから粒度は、いずれも１０μｍを越えな
い方がよい。
が粗いと合金化の温度下で一部分に液相が生じて硬質相
が層状にあられれたりして不均一な組織となり易い。以
上のようなことから粒度は、いずれも１０μｍを越えな
い方がよい。
硬質相を形成し、耐摩耗性を向上させる元素は、主とし
てＶ、Ｗ、Ｍｏ、Ｏｒなどであり、一方、マ） ！Ｉ
”Ｊクヌを形成し靭性を高める元素は、主としてＦ’ｅ
、Ｃｏ、などである。モしてＶ−Ｗ、Ｍｏ、Ｏｒは主と
して炭素と結合して後戻化物を形成するのでＶ、Ｗ、Ｍ
ｏ、Ｏｒの添加量が増せば合金屑中のｉ質相量が増して
耐摩耗性は向上するが、硬質相の多量の形成は同時に合
金鋼の機械的強度の低下を招来するため該合金中に占め
るＶ量は６〜５５ｗｔ％、Ｗ＋２ＭＯ量は７〜２２ ｗ
ｔ％がよい。また炭素量は上記した元素の添加量にもよ
るが、炭素量が過剰になると合金鋼の融点を低下させ炭
化物粒が粗大化して合金の機械的特性値を低下させる。
てＶ、Ｗ、Ｍｏ、Ｏｒなどであり、一方、マ） ！Ｉ
”Ｊクヌを形成し靭性を高める元素は、主としてＦ’ｅ
、Ｃｏ、などである。モしてＶ−Ｗ、Ｍｏ、Ｏｒは主と
して炭素と結合して後戻化物を形成するのでＶ、Ｗ、Ｍ
ｏ、Ｏｒの添加量が増せば合金屑中のｉ質相量が増して
耐摩耗性は向上するが、硬質相の多量の形成は同時に合
金鋼の機械的強度の低下を招来するため該合金中に占め
るＶ量は６〜５５ｗｔ％、Ｗ＋２ＭＯ量は７〜２２ ｗ
ｔ％がよい。また炭素量は上記した元素の添加量にもよ
るが、炭素量が過剰になると合金鋼の融点を低下させ炭
化物粒が粗大化して合金の機械的特性値を低下させる。
しかし逆に、これが不足するとマトリ・ソクス中の炭素
が減り耐摩耗性を低下させる。したがって炭素量は１．
１〜ｇ ｗｔ％がよい。
が減り耐摩耗性を低下させる。したがって炭素量は１．
１〜ｇ ｗｔ％がよい。
また、Ｔ１は窒素および炭素と結合してＴ１（０，Ｎ）
を形成してＶＱと同様をここの合金鋼の耐摩耗性を向上
させる。このＴｉ（Ｃ，Ｈ）は主たる硬質相となるｖｃ
と比較して靭性ｔこすぐれ、力１つＶＣはＴｉ（ｃ、Ｎ
）に比べて耐摩耗性にすぐれるようである。したがって
両者の特性を考慮して該合金鋼の靭性または耐摩耗性を
低下させない範囲で添加１７、用途に応じて使
１い分けることが必要である。（たソしＴ１の添
１加は３０ ｗｔ％以下）１′ Ｏｒは、硬質相および結合相の両方−こ分布し
□、炭化物としてはＭ２３０６を形成する。そして結合
相中のＯｒは耐蝕性および高温耐酸化性を □向
上させる。なお、これの添加量は２〜７ ｗｔ％
゛が適正である。また、ｃｏは結合相中のみに固溶し
、炭素の溶解度を高め炭化物をより多く結 □金
相中に固溶させる作用を有し、この合金鋼の ｊ
焼戻し硬化性を増大させ、あるいは高温硬度または耐熱
性を改善する。これらの作用と効果が顕著になるのは２
〜１５ ｗｔ％である。
を形成してＶＱと同様をここの合金鋼の耐摩耗性を向上
させる。このＴｉ（Ｃ，Ｈ）は主たる硬質相となるｖｃ
と比較して靭性ｔこすぐれ、力１つＶＣはＴｉ（ｃ、Ｎ
）に比べて耐摩耗性にすぐれるようである。したがって
両者の特性を考慮して該合金鋼の靭性または耐摩耗性を
低下させない範囲で添加１７、用途に応じて使
１い分けることが必要である。（たソしＴ１の添
１加は３０ ｗｔ％以下）１′ Ｏｒは、硬質相および結合相の両方−こ分布し
□、炭化物としてはＭ２３０６を形成する。そして結合
相中のＯｒは耐蝕性および高温耐酸化性を □向
上させる。なお、これの添加量は２〜７ ｗｔ％
゛が適正である。また、ｃｏは結合相中のみに固溶し
、炭素の溶解度を高め炭化物をより多く結 □金
相中に固溶させる作用を有し、この合金鋼の ｊ
焼戻し硬化性を増大させ、あるいは高温硬度または耐熱
性を改善する。これらの作用と効果が顕著になるのは２
〜１５ ｗｔ％である。
本発明による焼結高硬度合金鋼は、固相焼結であるため
若干の空孔を有する該合金ができる場合もある。このと
きはＨ工Ｐ処理を施すことによって好適な合金となる。
若干の空孔を有する該合金ができる場合もある。このと
きはＨ工Ｐ処理を施すことによって好適な合金となる。
なお、該合金の局部にｆＪ＆址の液相を生じせしめるこ
ともある。
ともある。
また、該合金の密度を１００％近辺となるようｔこつく
るためには液相出現温度以上の高温で焼結することが要
件となるが、これは緻密化と同時に硬質相が粗大化した
り液相が生じることによって合金の一部が堕れたりする
おそれがある。そこで焼結温度を硬質相の粗大化温度以
下にコントロールし、かつ合金の密度が９５％程度とな
るようにし、その後Ｈ工Ｐ処理を施すことにより該合金
の密度を９９％以上の高密度とさせてもよい。
るためには液相出現温度以上の高温で焼結することが要
件となるが、これは緻密化と同時に硬質相が粗大化した
り液相が生じることによって合金の一部が堕れたりする
おそれがある。そこで焼結温度を硬質相の粗大化温度以
下にコントロールし、かつ合金の密度が９５％程度とな
るようにし、その後Ｈ工Ｐ処理を施すことにより該合金
の密度を９９％以上の高密度とさせてもよい。
以下、実施例を述べる。
実施例１
カーボニルｐ ６粉末（２−５μｆｆ１）５５．８％
１、金属Ｏｒ粉末（ｑμｍ’） １１．５ ％
、金属ＭＣ粉 ［′末（Ｑ ７ ｔｔ ｍ ）
３． ｏ％−ＣＯ粉末（１，ｌＬ Ｉｔｍ ）
’９、 Ｏ＜ 、 ｗ粉末（α６ ｔｔ ｍ ） ９
． ｏ％、ＶＣ！（１，１１’μｍ）１８．５％にカー
ボンブラ・リフを加えて湿 １′式ポーｉＬｔ
ミ／ｌ／により約１１８時間混合粉砕し、こ ：
′の粉末を乾燥させて圧力５ ｔ／ｄでプレス成形し
また後、１１８０ ℃Ｘ ９ ｎ ｗｉｓの条件
で真空（１×１０−ＩＷＨＰ ）焼結した。これをアル
ゴン雰囲気 □中でＩ ｌ ６０ ｔｌ： Ｘ
１５５０ ’ｌ？／Ｃｄ Ｘ ６ Ｑ ｍ （ｒ）条件
：１′ 下でＨ工Ｐ処理した。
１１” 次にアルゴン雰囲気の熱処理炉シこで１１１１０℃
’の温度下で１５−間保持して焼入れをおこない
：゛”、。
１、金属Ｏｒ粉末（ｑμｍ’） １１．５ ％
、金属ＭＣ粉 ［′末（Ｑ ７ ｔｔ ｍ ）
３． ｏ％−ＣＯ粉末（１，ｌＬ Ｉｔｍ ）
’９、 Ｏ＜ 、 ｗ粉末（α６ ｔｔ ｍ ） ９
． ｏ％、ＶＣ！（１，１１’μｍ）１８．５％にカー
ボンブラ・リフを加えて湿 １′式ポーｉＬｔ
ミ／ｌ／により約１１８時間混合粉砕し、こ ：
′の粉末を乾燥させて圧力５ ｔ／ｄでプレス成形し
また後、１１８０ ℃Ｘ ９ ｎ ｗｉｓの条件
で真空（１×１０−ＩＷＨＰ ）焼結した。これをアル
ゴン雰囲気 □中でＩ ｌ ６０ ｔｌ： Ｘ
１５５０ ’ｌ？／Ｃｄ Ｘ ６ Ｑ ｍ （ｒ）条件
：１′ 下でＨ工Ｐ処理した。
１１” 次にアルゴン雰囲気の熱処理炉シこで１１１１０℃
’の温度下で１５−間保持して焼入れをおこない
：゛”、。
、５２０℃×６０Ｉｌｌ＋の焼戻１７を数回繰り返した
。 ′以上のようｔこして得た本発明による合金鋼
の ；′□ｊ″ 紐引よ、ツヤ、７．、−イ、基地中、。７ｏを工よす
１□ｉｔ１：。
。 ′以上のようｔこして得た本発明による合金鋼
の ；′□ｊ″ 紐引よ、ツヤ、７．、−イ、基地中、。７ｏを工よす
１□ｉｔ１：。
るＭＣ炭化物（一部＞コＭ６ ｃ 、Ｍ３０．Ｍ２３
（６、＋ｉｊ・ を含む）が分散した１Ｉｉｓであった。
ｊ′嵐この合金鋼の抗折力、硬度１１？度などを測
定シタ結果、ａ折力３ｑＯｗｄ、硬？ＨＲＣ６９，。
（６、＋ｉｊ・ を含む）が分散した１Ｉｉｓであった。
ｊ′嵐この合金鋼の抗折力、硬度１１？度などを測
定シタ結果、ａ折力３ｑＯｗｄ、硬？ＨＲＣ６９，。
であり、理論密度比ははＸ９９％であった。
実施例２
、金属ｃｒ粉末（ｌ１μｍ）３．６％、ＭＯ２Ｃ（α６
μｍ ） ５．３ ％ 、 Ｃｏ粉末（１，１１μｍ
） ９．０％、ＶＣ（Ｌｌｔｕ＊）ｌ＆５％、ＴｉＮ（
α１１ μｍ）１α０襲にカーボンブラックを加えて湿
式でボーμミｗにより約７２時間混合粉砕し、この粉末
を乾燥させて圧力２ ｔ／−ｊでデレヌ成形した後、１
２２０℃Ｘ９０膳で真空焼結した。
μｍ ） ５．３ ％ 、 Ｃｏ粉末（１，１１μｍ
） ９．０％、ＶＣ（Ｌｌｔｕ＊）ｌ＆５％、ＴｉＮ（
α１１ μｍ）１α０襲にカーボンブラックを加えて湿
式でボーμミｗにより約７２時間混合粉砕し、この粉末
を乾燥させて圧力２ ｔ／−ｊでデレヌ成形した後、１
２２０℃Ｘ９０膳で真空焼結した。
つりいてアルゴン雰囲気中で １２００℃ ×１２００
Ｋｆ／ａｌＸ１２０−の条件下ｔごてＨ工Ｐ処理した
。
Ｋｆ／ａｌＸ１２０−の条件下ｔごてＨ工Ｐ処理した
。
次に、１１８０℃の窒素雰囲気中で１５−間保持して焼
入れをおこない、５２０℃×６０−の焼戻しを数回繰り
返した。
入れをおこない、５２０℃×６０−の焼戻しを数回繰り
返した。
以上のようにして得た本発明による合金鋼の組織は、マ
μテンサイド基地中にｖＣを主とするＭＣ炭化物とＴｌ
Ｎを中心とする窒化物もしくは炭窒化物がｗｋ＃ｌに分
布した組織であった。
μテンサイド基地中にｖＣを主とするＭＣ炭化物とＴｌ
Ｎを中心とする窒化物もしくは炭窒化物がｗｋ＃ｌに分
布した組織であった。
この合金鋼の抗折力、硬度および密度を測定した結果、
抗折力２３０１、硬すはｎＲＣ７Ｌ３であり理論密度比
は９９％であった。
抗折力２３０１、硬すはｎＲＣ７Ｌ３であり理論密度比
は９９％であった。
実施例う
調整した（ Ｖ、ＭＯ，Ｗ）Ｏ粉末（５μｍ）３１哄、
金属Ｃｒ粉末（４μｍ）１１％、ＣＯ粉末 （１１μｍ
）７＜’、Ｎ１（ｌ１μｍ ） ２ ％ −Ｆｅ３Ｆ粉
末（５ｐ＊）１１２％、カーポ＠ｅ４ｐｐ ６粉末（２
〜５μｊｆｆ ”） ５５．５１にカーボンプフ・リフ
を加えたものをボーｙミ〜により湿式で約７２時間混合
粉砕した後、実施例１と同様の方法で合金鋼に成形した
。
金属Ｃｒ粉末（４μｍ）１１％、ＣＯ粉末 （１１μｍ
）７＜’、Ｎ１（ｌ１μｍ ） ２ ％ −Ｆｅ３Ｆ粉
末（５ｐ＊）１１２％、カーポ＠ｅ４ｐｐ ６粉末（２
〜５μｊｆｆ ”） ５５．５１にカーボンプフ・リフ
を加えたものをボーｙミ〜により湿式で約７２時間混合
粉砕した後、実施例１と同様の方法で合金鋼に成形した
。
これによる該合金鋼の特性値は、抗折力５６０勢−６硬
すＨＲＣ６９，１を示し、また理論密度比は９９．２％
であった。
すＨＲＣ６９，１を示し、また理論密度比は９９．２％
であった。
実施例４
実施例１および実施例２による方法で表１に示す各組成
の試料をつくった。また同表にそれぞれの試料の特性値
も示した。
の試料をつくった。また同表にそれぞれの試料の特性値
も示した。
表１
〔発明の効果〕
以上述べた本発明による焼結高硬度合金鋼を用いて工具
径が１０簡のエンドミルを成形した。
径が１０簡のエンドミルを成形した。
これにより被削材５ＫＤ６１（ＨＲＣｌｔｌ）の片削り
テストを回転数１５０ Ｏｒｐｍ 、切削速度ＩＩ ７
． ｌ ｍ１ｍ 、送り３００１１１／ｓｉ＋ 、 １
刃当りの送りα１号例の条件によりおこなった結果、上
記エンドミルは５０ｍ切削した時点においても欠損など
の不具合は認められなかったが、比較のためにテストし
たＷＣ系合金からなるエンドミルは２０ｍ切削した時点
で切刃が欠損した。
テストを回転数１５０ Ｏｒｐｍ 、切削速度ＩＩ ７
． ｌ ｍ１ｍ 、送り３００１１１／ｓｉ＋ 、 １
刃当りの送りα１号例の条件によりおこなった結果、上
記エンドミルは５０ｍ切削した時点においても欠損など
の不具合は認められなかったが、比較のためにテストし
たＷＣ系合金からなるエンドミルは２０ｍ切削した時点
で切刃が欠損した。
次に内径のエンドミＡ／に−よって被削材ＳＫＤ□
６１ （ＨＲＣｌｌｌ）の溝削りテストを王妃の条件
１によりおこなった。
１によりおこなった。
回転数５０ Ｏｒｐｍ、切削速度１５．７ Ｍｌ／ｍ
、送 （すＩ Ｇ Ｏｍ／＝ 、 １刃当りの送
り０．１ｍβ。以上。□、＊ ＠ ａＡ ｃｒ＞ ｈ
＊ ｆ１４ ｈ、ｂ Ｉｆｌ、 ｆａｔ Ｌ、−ｆ：
ｘ ７ Ｆ Ｅ ｌ〃は切削時間５０ａｉ＋の時
点においても異常を認めなかりたが、比較のためのＷＣ
系エンドミルは約３０ｍ１＋切削した時点で切刃が欠損
した。
、送 （すＩ Ｇ Ｏｍ／＝ 、 １刃当りの送
り０．１ｍβ。以上。□、＊ ＠ ａＡ ｃｒ＞ ｈ
＊ ｆ１４ ｈ、ｂ Ｉｆｌ、 ｆａｔ Ｌ、−ｆ：
ｘ ７ Ｆ Ｅ ｌ〃は切削時間５０ａｉ＋の時
点においても異常を認めなかりたが、比較のためのＷＣ
系エンドミルは約３０ｍ１＋切削した時点で切刃が欠損
した。
また、同一・ドミルによる５ＵＳ３０１１（遁Ｂ
↑：９７）の切削テスト（条件、回転数７５Ｏｒｐｍ
、 ’；・ 切削速度２３．６ ｍ／ｍ、送り１５０畔驕、１刃当
１１； りの送りα１履β）では本発明による合金鋼の
１、”エンドミルが約５０ｍ切削したの１こ対し、比較
ツタめの特殊鋼製エンドミルは約１５ｍを切削した時点
で切刃の摩耗によりテストを中止した。
↑：９７）の切削テスト（条件、回転数７５Ｏｒｐｍ
、 ’；・ 切削速度２３．６ ｍ／ｍ、送り１５０畔驕、１刃当
１１； りの送りα１履β）では本発明による合金鋼の
１、”エンドミルが約５０ｍ切削したの１こ対し、比較
ツタめの特殊鋼製エンドミルは約１５ｍを切削した時点
で切刃の摩耗によりテストを中止した。
以上のように本発明による焼結高硬度合金鋼は特殊鋼ま
たは超硬合金などに比べてすぐれた切削特性を有する。
たは超硬合金などに比べてすぐれた切削特性を有する。
また上記エンドミル以外のドリルやバイトなどの切削工
具に用いられることは勿論のこと耐摩耗用工具の材料と
しても充分に適用できることは云うまでもない。
具に用いられることは勿論のこと耐摩耗用工具の材料と
しても充分に適用できることは云うまでもない。
Claims (1)
- （１）粒径が０．２〜１０μｍのＦｅ粉末または、Ｆｅ
合金粉末へ１０μｍ以下の粒径を有するＭｏ、Ｔｉ、Ｃ
ｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種または２種以上の金
属粉末もしくは炭化物、窒化物、炭窒化物などの粉末を
加えて焼結し、該Ｆｅ基地中に少なくともＭｏ、Ｔｉ、
Ｃｒ、Ｖ、Ｗなどの炭化物または窒化物あるいは炭窒化
物および複炭化物、複窒化物、複炭窒化物の１種または
２種以上と不可避不純物が分布している組織を有するこ
とを特徴とする焼結高硬度合金鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12232385A JPS61279660A (ja) | 1985-06-04 | 1985-06-04 | 焼結高硬度合金鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12232385A JPS61279660A (ja) | 1985-06-04 | 1985-06-04 | 焼結高硬度合金鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61279660A true JPS61279660A (ja) | 1986-12-10 |
Family
ID=14833121
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12232385A Pending JPS61279660A (ja) | 1985-06-04 | 1985-06-04 | 焼結高硬度合金鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61279660A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06279916A (ja) * | 1993-02-12 | 1994-10-04 | Agency Of Ind Science & Technol | 合金組織の微細化促進方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5257006A (en) * | 1975-11-07 | 1977-05-11 | Shingijutsu Kaihatsu Jigyodan | Sintered highhspeed steel |
| JPS58181848A (ja) * | 1982-04-20 | 1983-10-24 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 含窒化物焼結高ｖ工具鋼とその製造方法 |
| JPS59197544A (ja) * | 1983-08-01 | 1984-11-09 | Mitsubishi Metal Corp | 焼結高速度鋼の製造法 |
-
1985
- 1985-06-04 JP JP12232385A patent/JPS61279660A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5257006A (en) * | 1975-11-07 | 1977-05-11 | Shingijutsu Kaihatsu Jigyodan | Sintered highhspeed steel |
| JPS58181848A (ja) * | 1982-04-20 | 1983-10-24 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 含窒化物焼結高ｖ工具鋼とその製造方法 |
| JPS59197544A (ja) * | 1983-08-01 | 1984-11-09 | Mitsubishi Metal Corp | 焼結高速度鋼の製造法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06279916A (ja) * | 1993-02-12 | 1994-10-04 | Agency Of Ind Science & Technol | 合金組織の微細化促進方法 |
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