JPS613861A - 熱間工具用超耐熱耐摩焼結合金 - Google Patents
熱間工具用超耐熱耐摩焼結合金Info
- Publication number
- JPS613861A JPS613861A JP12473884A JP12473884A JPS613861A JP S613861 A JPS613861 A JP S613861A JP 12473884 A JP12473884 A JP 12473884A JP 12473884 A JP12473884 A JP 12473884A JP S613861 A JPS613861 A JP S613861A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- powder
- sintered
- alloy
- wear
- hot working
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
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〕
この発明は、高温度で硬さが高く、熱間工具として使用
されるCo”Cr −(W−Mo )−C系の耐熱耐摩
耗性を有する焼結合金に関するものである。
されるCo”Cr −(W−Mo )−C系の耐熱耐摩
耗性を有する焼結合金に関するものである。
従来、Co −Cr −(W−Mo )−C系合金は、
700〜800℃附近までその高い硬さが低下せず、高
温での耐摩耗性にすぐれること、及び耐食性にすぐれる
ことから、鋳造や肉盛で製造あるいは被覆され、種々の
用途に広く用いられている。一方、これら合金を粉末冶
金法によって製造することも一部実用化されている。
700〜800℃附近までその高い硬さが低下せず、高
温での耐摩耗性にすぐれること、及び耐食性にすぐれる
ことから、鋳造や肉盛で製造あるいは被覆され、種々の
用途に広く用いられている。一方、これら合金を粉末冶
金法によって製造することも一部実用化されている。
Co−Cr −(W−Mo )−C系合金の大きな用途
に熱間鍛造金型がある。熱間鍛造においては、鍛造温度
が金型材料の向上と共により高くなる傾向にあるが、8
00°C以上の鍛造温度になると、Co−Cr(W−M
o)−C系合金は鹸化を起こし、金型としての寿命が短
かい。このような条件の熱間鍛造金型にWC−Co系の
超硬合金を用いることが試みられているが、焼バメして
用いても熱衝撃によってクラックを生じやすく、やはり
寿命が短かく、現在、800℃以上の熱間鍛造に用い得
る焼結合金からなる適当な金型材料がないのが現状であ
る。
に熱間鍛造金型がある。熱間鍛造においては、鍛造温度
が金型材料の向上と共により高くなる傾向にあるが、8
00°C以上の鍛造温度になると、Co−Cr(W−M
o)−C系合金は鹸化を起こし、金型としての寿命が短
かい。このような条件の熱間鍛造金型にWC−Co系の
超硬合金を用いることが試みられているが、焼バメして
用いても熱衝撃によってクラックを生じやすく、やはり
寿命が短かく、現在、800℃以上の熱間鍛造に用い得
る焼結合金からなる適当な金型材料がないのが現状であ
る。
本発明者らは、800℃以上′の高温でもより長く使用
することができる熱間工具用材料について種々試験・研
究を重ねた結果、特定の組成を有するCo −Cr −
(W−Mo )−C系合金に、特定の割合で4a、5a
及び6a族金属のうちの1種以上の金属の窒化物あるい
は炭窒化物を分散させることにより、800℃以上の高
温での硬さ、ひいては耐摩耗性を向上させることができ
、また熱衝撃に対しても超硬合金よりはるかに強い抵抗
力を持たせることができ、したがって、800℃以上の
高温で熱間鍛造金型等の熱間工具として用いたとき、殆
んど熱クラツクを生じさせないことを見い出した。
することができる熱間工具用材料について種々試験・研
究を重ねた結果、特定の組成を有するCo −Cr −
(W−Mo )−C系合金に、特定の割合で4a、5a
及び6a族金属のうちの1種以上の金属の窒化物あるい
は炭窒化物を分散させることにより、800℃以上の高
温での硬さ、ひいては耐摩耗性を向上させることができ
、また熱衝撃に対しても超硬合金よりはるかに強い抵抗
力を持たせることができ、したがって、800℃以上の
高温で熱間鍛造金型等の熱間工具として用いたとき、殆
んど熱クラツクを生じさせないことを見い出した。
〔発明の構成に欠くことができない事項〕この発明は上
記知見事項に基いて発明されたものであり、分散相とし
て、4a、5a及び6a族金属のうちの1種以上の金属
の窒化物若しくは炭窒化物、又は、前記窒化物及び/又
は炭窒化物の2種以上:2〜20%。
記知見事項に基いて発明されたものであり、分散相とし
て、4a、5a及び6a族金属のうちの1種以上の金属
の窒化物若しくは炭窒化物、又は、前記窒化物及び/又
は炭窒化物の2種以上:2〜20%。
結合相として、Co基合金:98〜80%からなる組成
(以上、重量%)を有し、しかも、結合相としての前記
Co基合金が Cr:15〜35%。
(以上、重量%)を有し、しかも、結合相としての前記
Co基合金が Cr:15〜35%。
Mo及びWのうちの1種又は2種:5〜25%。
C:10〜3.0%
を含有し、残りがCo及び不可避不純物からなる組成(
以上、重量%)を有するものであることを特徴とする熱
間工具用超耐熱耐摩焼結合金である。
以上、重量%)を有するものであることを特徴とする熱
間工具用超耐熱耐摩焼結合金である。
■)分散相
分散相は4a、5a及び6a族金属のうちの1種以上の
金属の窒化物若しくは炭窒化物、又は、前記窒化物及び
/又は炭窒化物の2種以上であって、4a、5a及び6
a族金属のうちの1種以上の金属の窒化物若しくは炭門
化物とは、単一の金属の窒化物あるいは炭窒化物と二種
以上の金属の複合窒化物(固溶体)あるいは複合炭窒化
物の両方を意味し、又、分散相が前記窒化物及び/又は
炭窒化物の2種以上とは異なった窒化物及び/又は炭窒
化物が結合相中に混在状態にあることを意味する。そし
て、その含有量は2〜20重量係である。2重量%より
少ないと、その高温における硬さ、ひいては熱間工具と
して用いたときの耐摩耗性の向上の効果、及び耐熱衝撃
性向上の効果が少なく、一方、20重重量%越えて含有
させると、分散粒子が多(て靭性及び耐衝撃性において
低下が著しくなり、熱間工具として用いたとき、破損し
やすくなるからである。
金属の窒化物若しくは炭窒化物、又は、前記窒化物及び
/又は炭窒化物の2種以上であって、4a、5a及び6
a族金属のうちの1種以上の金属の窒化物若しくは炭門
化物とは、単一の金属の窒化物あるいは炭窒化物と二種
以上の金属の複合窒化物(固溶体)あるいは複合炭窒化
物の両方を意味し、又、分散相が前記窒化物及び/又は
炭窒化物の2種以上とは異なった窒化物及び/又は炭窒
化物が結合相中に混在状態にあることを意味する。そし
て、その含有量は2〜20重量係である。2重量%より
少ないと、その高温における硬さ、ひいては熱間工具と
して用いたときの耐摩耗性の向上の効果、及び耐熱衝撃
性向上の効果が少なく、一方、20重重量%越えて含有
させると、分散粒子が多(て靭性及び耐衝撃性において
低下が著しくなり、熱間工具として用いたとき、破損し
やすくなるからである。
又、得られた焼結合金の分散相を構成する4a。
5a及び6a族金属のうちの1種以上の金属の窒化物あ
るいは炭窒化物の粒子の平均粒径は3μm以下が好まし
い。粒子が平均粒径3μmを越えて粗くなると焼結合金
の強度低下を起こす。したがって、3μm以下が好まし
いが0.5〜2,0μmがもつとも好ましい。
るいは炭窒化物の粒子の平均粒径は3μm以下が好まし
い。粒子が平均粒径3μmを越えて粗くなると焼結合金
の強度低下を起こす。したがって、3μm以下が好まし
いが0.5〜2,0μmがもつとも好ましい。
■)結合相
結合相はCo−Cr−(W−Mo ) −C系合金であ
って、その含有量は98〜80重量係である。98重重
量%越えると、高温における硬さ、ひいては熱間工具と
しての耐摩耗性の向上の効果及び耐熱衝撃性向上の効果
が少なく、一方、80重重量%満では、靭性及び耐衝撃
性において低下が著しくなり、熱間工具として用いたと
き、破損しやすくなるからである。
って、その含有量は98〜80重量係である。98重重
量%越えると、高温における硬さ、ひいては熱間工具と
しての耐摩耗性の向上の効果及び耐熱衝撃性向上の効果
が少なく、一方、80重重量%満では、靭性及び耐衝撃
性において低下が著しくなり、熱間工具として用いたと
き、破損しやすくなるからである。
以下、結合相としての前記の合金の組成を限定する理由
について述べる。
について述べる。
a)C’r
C「は、この発明の合金において耐摩耗性と耐食性、耐
酸化性を向上させる重要な成分であって、この量が15
重重量%満になると、合金の高温硬さの低下が著しくな
り、ひいては高温における耐摩耗性の低下をもたらし、
熱間工具として用いたときの寿命が短か(、また耐食性
、耐酸化性も低下する。一方、35重重量%越えて含有
すると靭性が低下し、熱間工具として用いたとき、破損
しやすくなる。したがって、Crの含有量を15〜35
5〜35重量%。
酸化性を向上させる重要な成分であって、この量が15
重重量%満になると、合金の高温硬さの低下が著しくな
り、ひいては高温における耐摩耗性の低下をもたらし、
熱間工具として用いたときの寿命が短か(、また耐食性
、耐酸化性も低下する。一方、35重重量%越えて含有
すると靭性が低下し、熱間工具として用いたとき、破損
しやすくなる。したがって、Crの含有量を15〜35
5〜35重量%。
b)Mo及びW
Mo及びWは、この合金系における炭化物形成成分であ
って、合金の高温における硬さと耐摩耗性の向上に著し
い効果を有する−この量が5重量%未満では、高温にお
ける硬さが低くなり耐摩耗性が低いし、一方、25重量
%を越えて含有させると、合金の靭性の低下および耐酸
化性の低下を起こすので、その含有量を5〜25重量係
重量めた。
って、合金の高温における硬さと耐摩耗性の向上に著し
い効果を有する−この量が5重量%未満では、高温にお
ける硬さが低くなり耐摩耗性が低いし、一方、25重量
%を越えて含有させると、合金の靭性の低下および耐酸
化性の低下を起こすので、その含有量を5〜25重量係
重量めた。
c)C
Cは、Cr、Mo及びWと炭化物(主として、M7C3
、M23C6、M(、C)を形成して、この合金の高温
における硬さひいては耐摩耗性を向上させる成分である
。したがって、Cの最適量はCrの含有量とMo及びW
の含有量に関係し、Cr、Mo及びW量の多い組成では
、Cの最適量も高(なる。
、M23C6、M(、C)を形成して、この合金の高温
における硬さひいては耐摩耗性を向上させる成分である
。したがって、Cの最適量はCrの含有量とMo及びW
の含有量に関係し、Cr、Mo及びW量の多い組成では
、Cの最適量も高(なる。
C量が1.0重量%未満では、所定の高温における硬さ
ひいては耐摩耗性を維持することができず。
ひいては耐摩耗性を維持することができず。
逆に、3.0重量%を越えて含有させると硬くなりすぎ
て靭性の低下を伴うので、Cの含有量を1.0〜30重
量係重量力た。
て靭性の低下を伴うので、Cの含有量を1.0〜30重
量係重量力た。
以上、結合相としてのCo基合金の組成の限定理由を述
べたが、焼結を促進するB、 P、 Ca、 Mg等
の添加物やFe、 ’Ni、 Mn、 Siおよび0等
の不可避不純物を合計で、分散相と結合相とからなる焼
結台 。
べたが、焼結を促進するB、 P、 Ca、 Mg等
の添加物やFe、 ’Ni、 Mn、 Siおよび0等
の不可避不純物を合計で、分散相と結合相とからなる焼
結台 。
金を10000重量%たとき、3重量%以下含有するこ
とも、この発明の範囲である。
とも、この発明の範囲である。
この発明に用いる結合相形成成分のCo基合金の粉末の
調製は溶湯のアトマイズによって行なわれてもよいし、
又は、Coの酸化物、 Crの酸化物、 M。
調製は溶湯のアトマイズによって行なわれてもよいし、
又は、Coの酸化物、 Crの酸化物、 M。
および/またはWの酸化物と炭素の粉末混合物を還元雰
囲気中で加熱することによって還元する、共還元により
行なわれてもよい。
囲気中で加熱することによって還元する、共還元により
行なわれてもよい。
又、分散相形成成分である4a+5a及び6a族金属の
うちの1種以上の金属の窒化物あるいは炭窒化物の粉粒
体は、市販のものを使用できるが、あらかじめ3μm以
下に粉砕することによって調製するのが好ましい。
うちの1種以上の金属の窒化物あるいは炭窒化物の粉粒
体は、市販のものを使用できるが、あらかじめ3μm以
下に粉砕することによって調製するのが好ましい。
結合相形成成分と分散相形成成分の混合は、ボールミル
等を用いた湿式混合による方が、乾式混合よりもすぐれ
た焼結体内の分散状態をもたらすので好ましい。
等を用いた湿式混合による方が、乾式混合よりもすぐれ
た焼結体内の分散状態をもたらすので好ましい。
成形は、機械プレスあるいは静水圧プレスにより行なわ
れ、成形圧は、1〜5t/cffL2の圧力が適当であ
る。
れ、成形圧は、1〜5t/cffL2の圧力が適当であ
る。
焼結は、真空度10〜10 torrの真空中、また
は、ガス圧30〜760 torrの還元雰囲気中で1
250〜1350℃の温度で0.5〜3時間・加熱する
ことにより行なわれ、又、13〜20%の収縮を伴なっ
てほとんど空孔のない状態まで焼結可能である。また、
空孔の数を減少させて信頼性を高めるためには、更に熱
間静水圧焼結することが望ましい。
は、ガス圧30〜760 torrの還元雰囲気中で1
250〜1350℃の温度で0.5〜3時間・加熱する
ことにより行なわれ、又、13〜20%の収縮を伴なっ
てほとんど空孔のない状態まで焼結可能である。また、
空孔の数を減少させて信頼性を高めるためには、更に熱
間静水圧焼結することが望ましい。
次に、実施例を比較例とともに述べることにより、この
発明の構成と効果を詳細に述べる。以下° の実施例に
おいて、%は全て重量%を意味するものとする。
発明の構成と効果を詳細に述べる。以下° の実施例に
おいて、%は全て重量%を意味するものとする。
実施例I
Coの酸化物粉末、 Crの酸化物粉末、Wの酸化物粉
末および炭素粉末を、それぞれ41.4%、33.6%
、18.2%、6.8%の配合割合となるように配合し
、ガス圧760’torrの水素中において1220℃
で3時間加熱することにより、水素と炭素による共還元
を行ない、45.3%Co−324Cr −20%W−
2.7%Cの組成からなる平均粒径2,0μmの結合相
形成成分のCo基合金粉末を調製した。
末および炭素粉末を、それぞれ41.4%、33.6%
、18.2%、6.8%の配合割合となるように配合し
、ガス圧760’torrの水素中において1220℃
で3時間加熱することにより、水素と炭素による共還元
を行ない、45.3%Co−324Cr −20%W−
2.7%Cの組成からなる平均粒径2,0μmの結合相
形成成分のCo基合金粉末を調製した。
平均粒径0.8μmの窒化チタン粉末が15%。
前記Co基合金粉末が85係の配合割合となるように配
合し、ボールミルにてアルコール中48時間の混合を行
ない、得られた混合スラリーを乾燥後、ガス圧760
torrの水素中において700℃で1時間加熱するこ
とにより焼鈍した。この混合粉末に、混合粉末の1.0
%のステアリン酸を加え、3t/CrIL2の圧力で静
水圧プレスによる加圧成形を行ない、1300℃におい
て1時間真空(10torr)下で焼結を行なって、密
度比99%の、配合組成と実質的に同じ組成を有する焼
結合金を得た。
合し、ボールミルにてアルコール中48時間の混合を行
ない、得られた混合スラリーを乾燥後、ガス圧760
torrの水素中において700℃で1時間加熱するこ
とにより焼鈍した。この混合粉末に、混合粉末の1.0
%のステアリン酸を加え、3t/CrIL2の圧力で静
水圧プレスによる加圧成形を行ない、1300℃におい
て1時間真空(10torr)下で焼結を行なって、密
度比99%の、配合組成と実質的に同じ組成を有する焼
結合金を得た。
本発明焼結合金は、ビッカース硬さで、常温で
850Ky/朋2 700℃で 600Kl//關2 800℃で 480 Kg/mm2を有するもので
あった。
850Ky/朋2 700℃で 600Kl//關2 800℃で 480 Kg/mm2を有するもので
あった。
なお、比較として窒化チタン分散相のない結合相形成成
分のみの焼結合金のビッカース硬さを測定したところ、 常温で 700Kg/1lIIl12700℃
で 520 Kg/my2800’Cで 33
0 i<、/朋2であった。
分のみの焼結合金のビッカース硬さを測定したところ、 常温で 700Kg/1lIIl12700℃
で 520 Kg/my2800’Cで 33
0 i<、/朋2であった。
このように本発明焼結合金は高温においても、なお高い
硬さを有する。
硬さを有する。
次に、本発明焼結合金で作製された熱間鍛造金型を用い
てベベルギヤーを作る試験を行なった。
てベベルギヤーを作る試験を行なった。
被鍛造材は835C,加熱温度は800℃であった。従
来のダイス鋼製の金型の寿命は5000回であるのに対
し、本発明焼結合金製の金型の寿命形成成分のみの焼結
合金製の金型を用いた場合は、3000回であった。
来のダイス鋼製の金型の寿命は5000回であるのに対
し、本発明焼結合金製の金型の寿命形成成分のみの焼結
合金製の金型を用いた場合は、3000回であった。
実施例2
Arガスを用℃・たアトマイズ法によって54.4%C
o −30%Cr−134W−0,5%Fe−2,1%
C組成の平均粒径35μmの結合相形成成分としてのC
o基合金粉末を調製し、前記Co基合金粉末に平均粒径
1. OμmのT i Co,5No、s粉末を、Co
基合金85%・T I C□、5 N8515%の配合
割合となるように添加し、超硬ボールな有する振動ミル
を用いて72時間の湿式混合を行なった。この混合物を
乾燥し、650℃で1時間、ガス圧760 torrの
水素中で焼鈍した。この粉末を3t/crrL2の圧力
で静水圧プレスによって成形し、1290℃においてガ
ス圧760torrの水素中1.5時間の焼結を行なっ
て、密度 。
o −30%Cr−134W−0,5%Fe−2,1%
C組成の平均粒径35μmの結合相形成成分としてのC
o基合金粉末を調製し、前記Co基合金粉末に平均粒径
1. OμmのT i Co,5No、s粉末を、Co
基合金85%・T I C□、5 N8515%の配合
割合となるように添加し、超硬ボールな有する振動ミル
を用いて72時間の湿式混合を行なった。この混合物を
乾燥し、650℃で1時間、ガス圧760 torrの
水素中で焼鈍した。この粉末を3t/crrL2の圧力
で静水圧プレスによって成形し、1290℃においてガ
ス圧760torrの水素中1.5時間の焼結を行なっ
て、密度 。
比97%の焼結合金を得た。この焼結合金を1250℃
、1000気圧の条件で1時間熱間静水圧プレスを行な
い、はぼ密度比100%の、配合組成と実質的に同じ組
成を有する本発明焼結合金を得た。
、1000気圧の条件で1時間熱間静水圧プレスを行な
い、はぼ密度比100%の、配合組成と実質的に同じ組
成を有する本発明焼結合金を得た。
本発明焼結合金はビッカース硬さで、
常温で 750 Kl/mm2700℃で
560 Kg/ma”800℃で 470 Kg
/mm2であった。
560 Kg/ma”800℃で 470 Kg
/mm2であった。
一方、Ti C0,5No、5を含まない結合相形成成
分のみの焼結合金のビッカース硬さは、 常温で 640 Kg/myn”700℃テ4
80 Ky/mm2 800℃で 310 Kg/龍2 であり、分散相による硬さの向上効果が明確にあられれ
た。
分のみの焼結合金のビッカース硬さは、 常温で 640 Kg/myn”700℃テ4
80 Ky/mm2 800℃で 310 Kg/龍2 であり、分散相による硬さの向上効果が明確にあられれ
た。
次に、本発明焼結合金で作製された熱間鍛造金型を用い
てアームを作る試験を行なった。被鍛造材は845 C
,加熱温度は830 ℃であった。従来のダイス鋼製の
金型の寿命は4ooo回であるのに対し、本発明焼結合
金製の金型の寿命は25000回であった。なお、分散
相のない結合相形成成分のみの焼結合金製の金型を用い
た場合は。
てアームを作る試験を行なった。被鍛造材は845 C
,加熱温度は830 ℃であった。従来のダイス鋼製の
金型の寿命は4ooo回であるのに対し、本発明焼結合
金製の金型の寿命は25000回であった。なお、分散
相のない結合相形成成分のみの焼結合金製の金型を用い
た場合は。
3000回であった。
実施例3
Coの酸化物粉末、 Crの酸化物粉末、Wの酸化物粉
末およびMoの酸化物粉末ならびに炭素粉末を用いて共
還元法によって、第1表の各種の結合相組成を有する結
合相形成成分としてのCo基合金粉末(平均粒径:20
μm)を調製した。
末およびMoの酸化物粉末ならびに炭素粉末を用いて共
還元法によって、第1表の各種の結合相組成を有する結
合相形成成分としてのCo基合金粉末(平均粒径:20
μm)を調製した。
次に、前記の各種Co基合金粉末に第1表記載の各種の
分散相組成な有する分散相形成成分を、それぞれ第1表
記載の含有率となるように添加し、ボールミルにてアル
コール中24時間混合し、圧力3’t’/cm”で静水
圧プレスによる加圧成形を行ない、真空(真空度10
torr )中で1300℃で1時間焼結し、その後
すべて1250℃、1000気圧の条件で1時間熱間静
水圧プレスを行ない、第1表記載の焼結合金組成を有す
る本発明焼結合金A1〜22及び比較焼結合金属1〜8
を得た。
分散相組成な有する分散相形成成分を、それぞれ第1表
記載の含有率となるように添加し、ボールミルにてアル
コール中24時間混合し、圧力3’t’/cm”で静水
圧プレスによる加圧成形を行ない、真空(真空度10
torr )中で1300℃で1時間焼結し、その後
すべて1250℃、1000気圧の条件で1時間熱間静
水圧プレスを行ない、第1表記載の焼結合金組成を有す
る本発明焼結合金A1〜22及び比較焼結合金属1〜8
を得た。
なお、従来焼結合金とは分散相を含まない結合相のみの
焼結合金のことであり、分散相形成成分を添加しないこ
とを除いては同様に製造されたものである。
焼結合金のことであり、分散相形成成分を添加しないこ
とを除いては同様に製造されたものである。
これら本発明焼結合金、比較焼結合金及び従来焼結合金
について、800°Cにおけるビッカース硬さ及び室温
における抗折力を測定し、その結果を第1表に示す。
について、800°Cにおけるビッカース硬さ及び室温
における抗折力を測定し、その結果を第1表に示す。
又、本発明焼結合金製、比較焼結合金製及び従来焼結合
金製の熱間鍛造金型を用いて円板形状の試験片を作る試
験を行なった。被鍛造材は845C2加熱温度は850
℃であった。このときの金型の寿命を測定して、第1表
に示した。この寿命は、金型の摩耗量が大きくなり、パ
リを生ずるようになるまでに熱間鍛造することができる
回数で表わす。
金製の熱間鍛造金型を用いて円板形状の試験片を作る試
験を行なった。被鍛造材は845C2加熱温度は850
℃であった。このときの金型の寿命を測定して、第1表
に示した。この寿命は、金型の摩耗量が大きくなり、パ
リを生ずるようになるまでに熱間鍛造することができる
回数で表わす。
本発明焼結合金を用いたときは、いずれも金型が破損す
ることな(長寿命の熱間鍛造作業に耐えたのに対し、比
較焼結合金ml、3.5及び7並びに従来焼結合金では
金型寿命が短かく、比較焼結合金A2,4.6及び8で
は靭性不足による金型の割れを生じた。
ることな(長寿命の熱間鍛造作業に耐えたのに対し、比
較焼結合金ml、3.5及び7並びに従来焼結合金では
金型寿命が短かく、比較焼結合金A2,4.6及び8で
は靭性不足による金型の割れを生じた。
この発明の超耐熱耐摩焼結合金は、800℃以上の高温
において硬さを維持し、しかも、耐熱衝撃性が優れてお
り、抗折力も良好なので、熱間工具として、特に、80
0°C以上の鍛造温度の熱間鍛造金型として、今までの
焼結合金では達成できなかったはるかに長寿命で、しか
も従来のダイス鋼よりも長く使用することができる有用
な拐料である。
において硬さを維持し、しかも、耐熱衝撃性が優れてお
り、抗折力も良好なので、熱間工具として、特に、80
0°C以上の鍛造温度の熱間鍛造金型として、今までの
焼結合金では達成できなかったはるかに長寿命で、しか
も従来のダイス鋼よりも長く使用することができる有用
な拐料である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 分散相として、4a、5a及び6a族金属のうちの1種
以上の金属の窒化物若しくは炭窒化物、又は、前記窒化
物及び/又は炭窒化物の2種以上:2〜20%、 結合相として、Co基合金:98〜80%からなる組成
(以上、重量%)を有し、しかも、 結合相としての前記Co基合金が Cr:15〜35%、 Mo及びWのうちの1種又は2種:5〜25%、C:1
.0〜3.0% を含有し、残りがCo及び不可避不純物からなる組成(
以上、重量%)を有するものであることを特徴とする熱
間工具用超耐熱耐摩焼結合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12473884A JPS613861A (ja) | 1984-06-18 | 1984-06-18 | 熱間工具用超耐熱耐摩焼結合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12473884A JPS613861A (ja) | 1984-06-18 | 1984-06-18 | 熱間工具用超耐熱耐摩焼結合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS613861A true JPS613861A (ja) | 1986-01-09 |
JPS6335706B2 JPS6335706B2 (ja) | 1988-07-15 |
Family
ID=14892891
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP12473884A Granted JPS613861A (ja) | 1984-06-18 | 1984-06-18 | 熱間工具用超耐熱耐摩焼結合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS613861A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH06137526A (ja) * | 1992-10-27 | 1994-05-17 | Nippon Steel Corp | 鋼帯の直火還元加熱用バーナー |
CN109504868A (zh) * | 2018-10-30 | 2019-03-22 | 湖南工业大学 | 一种矿山工具用硬质合金及其制备方法 |
KR20200121276A (ko) * | 2017-09-08 | 2020-10-23 | 미츠비시 파워 가부시키가이샤 | 코발트기 합금 재료 |
-
1984
- 1984-06-18 JP JP12473884A patent/JPS613861A/ja active Granted
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH06137526A (ja) * | 1992-10-27 | 1994-05-17 | Nippon Steel Corp | 鋼帯の直火還元加熱用バーナー |
KR20200121276A (ko) * | 2017-09-08 | 2020-10-23 | 미츠비시 파워 가부시키가이샤 | 코발트기 합금 재료 |
CN109504868A (zh) * | 2018-10-30 | 2019-03-22 | 湖南工业大学 | 一种矿山工具用硬质合金及其制备方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS6335706B2 (ja) | 1988-07-15 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP2660455B2 (ja) | 耐熱硬質焼結合金 | |
JPS6112847A (ja) | 微細な炭化タングステン粒子を含有する超硬合金 | |
US4701381A (en) | Composite materials and products | |
JPS613861A (ja) | 熱間工具用超耐熱耐摩焼結合金 | |
JPS5940217B2 (ja) | 耐摩耗性を有するFe基焼結合金 | |
JPS60100646A (ja) | 高靭性セラミツクス焼結体 | |
JPS58213842A (ja) | 高強度サ−メツトの製造方法 | |
JPS63143236A (ja) | 複硼化物焼結体 | |
JPS609849A (ja) | 高強度で高耐酸化性の超硬合金 | |
JPH0196350A (ja) | 耐食耐摩耗焼結合金とその製造法 | |
Tracey et al. | Sintered High-Temperature Alloys | |
JPH06340941A (ja) | ナノ相複合硬質材料とその製造方法 | |
JP2564857B2 (ja) | ニツケル・モルブデン複硼化物焼結体 | |
JPH10259433A (ja) | 高強度を有する微粒炭化タングステン基超硬合金の製造方法 | |
JPS58189345A (ja) | 強靭サ−メツトの製造方法 | |
JPS6334217B2 (ja) | ||
JPS6056781B2 (ja) | 切削工具および熱間加工工具用サ−メツト | |
JPS6335707B2 (ja) | ||
CN115074592A (zh) | 一种模具用耐高温高韧性的硬质合金材料及其制备方法 | |
JP2629941B2 (ja) | 共還元複合Mo合金粉末およびこれを用いて製造されたFe基焼結合金摺動部材 | |
JPS5952950B2 (ja) | 高温特性のすぐれた炭化タングステン基超硬合金 | |
CN110394453A (zh) | 一种碳化铌硬质合金辊环生产工艺 | |
JPH0730429B2 (ja) | 分散強化型焼結合金鋼製ZnおよびZn合金ダイカスト用金型 | |
JPH06299282A (ja) | 硬質材料 | |
JPH073376A (ja) | 複硼化物サーメット焼結体とその時効処理方法 |