JPS62156203A - 工具製造方法 - Google Patents
工具製造方法Info
- Publication number
- JPS62156203A JPS62156203A JP61302756A JP30275686A JPS62156203A JP S62156203 A JPS62156203 A JP S62156203A JP 61302756 A JP61302756 A JP 61302756A JP 30275686 A JP30275686 A JP 30275686A JP S62156203 A JPS62156203 A JP S62156203A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- tool
- manufacturing
- temperature
- tool manufacturing
- stellite
- 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.)
- Pending
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
- B22F3/12—Both compacting and sintering
- B22F3/16—Both compacting and sintering in successive or repeated steps
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/10—Alloys containing non-metals
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Forging (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Turning (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
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〕
本発明は熱間成形加工による合金鋼、またはステライト
の工具製造プロセスに関する。
の工具製造プロセスに関する。
工具鋼およびステライトまたは高硬腿金４は、一般に炭
素、クロム、コバルト、モリブデン、バナジウムおよび
タングステンの含有破が高いことにより’［ｋ付ｖ７ら
れる〇 これらの元素およびこれらの元素の炭化物は、材料に必
要な強度、時に耐摩耗性および硬さを与える。しかし、
一般的に靭性が損なわれ、また変形抵抗の増加を伴なう
。
素、クロム、コバルト、モリブデン、バナジウムおよび
タングステンの含有破が高いことにより’［ｋ付ｖ７ら
れる〇 これらの元素およびこれらの元素の炭化物は、材料に必
要な強度、時に耐摩耗性および硬さを与える。しかし、
一般的に靭性が損なわれ、また変形抵抗の増加を伴なう
。
変形抵抗が高いため、最終形状の製造方法として冷間加
工および従来の熱間加工を行なうのは困難である。した
がって、インゴット鋳造または連続鋳造のあと圧延また
は鍛造して初期成形するか、あるいは鋳型鋳造または粉
末の圧縮〃ｌ工を行って初期成形する方法が検討されて
きた。しかし、これらのプロセスにおいては、一般に初
期加工された部品を最終的形状・寸法に切削等する機械
加工が必要である。しかし、耐摩耗性の高い部品の機械
加工は、極めて困難である。なんとなれば、被加工部品
よシ実質的に耐摩耗性の優れた機械加工用工具を必要と
するからである０また、切削等の機械加工は大量の材料
ロスを伴なう。それゆえ、加工コストが高くなり、しか
も良好な仕上り表面が常に得られろとはかぎらない。
工および従来の熱間加工を行なうのは困難である。した
がって、インゴット鋳造または連続鋳造のあと圧延また
は鍛造して初期成形するか、あるいは鋳型鋳造または粉
末の圧縮〃ｌ工を行って初期成形する方法が検討されて
きた。しかし、これらのプロセスにおいては、一般に初
期加工された部品を最終的形状・寸法に切削等する機械
加工が必要である。しかし、耐摩耗性の高い部品の機械
加工は、極めて困難である。なんとなれば、被加工部品
よシ実質的に耐摩耗性の優れた機械加工用工具を必要と
するからである０また、切削等の機械加工は大量の材料
ロスを伴なう。それゆえ、加工コストが高くなり、しか
も良好な仕上り表面が常に得られろとはかぎらない。
上記の問題に加えて、上記従来法の特有の間頭として、
高エネルギーコストの熱間圧延および熱間鍛造、合金表
面の集中的１波化による表面性状の悪化などがある。そ
の他の不利な点は、時にｅＩ雅な形状の最終製品の場合
、初期成形および鋳型鋳造における塑性流動、および湯
流れが峨して悪いという問題がある。このため、最終部
品とはかなり異った材料から機械加工を開始しなσｉｔ
ばならず、多量の切削加工を必要とし、多量の材料のロ
スが生ずる。これに伴なうコストは、該材料中の高価な
合金元素の含有綬が高いことを考慮すると高額になる。
高エネルギーコストの熱間圧延および熱間鍛造、合金表
面の集中的１波化による表面性状の悪化などがある。そ
の他の不利な点は、時にｅＩ雅な形状の最終製品の場合
、初期成形および鋳型鋳造における塑性流動、および湯
流れが峨して悪いという問題がある。このため、最終部
品とはかなり異った材料から機械加工を開始しなσｉｔ
ばならず、多量の切削加工を必要とし、多量の材料のロ
スが生ずる。これに伴なうコストは、該材料中の高価な
合金元素の含有綬が高いことを考慮すると高額になる。
また、該材料が高い変形抵抗を有することにより、該材
料の加工に必要な変形加工力は大きくなる。したがって
高価な加工装置を必要とするとともにエネルギー・コス
トも高くなる。
料の加工に必要な変形加工力は大きくなる。したがって
高価な加工装置を必要とするとともにエネルギー・コス
トも高くなる。
本発明の目的は、上記の不利な点を回避し、一般に塑性
加工が困難で、従来の最善の方法でも切削等の機械加工
を必要とするブフンクの成形にとどまっていたような変
形抵抗の高い合金から最終製品の製造を可能とする方法
を提供することにある。
加工が困難で、従来の最善の方法でも切削等の機械加工
を必要とするブフンクの成形にとどまっていたような変
形抵抗の高い合金から最終製品の製造を可能とする方法
を提供することにある。
上記問題点は、中台金鋼および高合金−１またはステラ
イトから熱間成形加工により工具を製造するプロセスに
おいて、炭化物および／またはホウ化物の析出相を３０
各駄チ以上言有する粉末冶金的に製造された出発原料を
加工熱処理により、１〜３μｍのマトリックス結晶粒で
１とし、超塑性状態で加工することを特徴とする工具製
造方法により解決される。結晶粒が小さいことによシ、
結晶粒界すべυが生じやすく、降伏応力は低い。したが
って塑性変形に必要な力および工具の摩耗を低減する。
イトから熱間成形加工により工具を製造するプロセスに
おいて、炭化物および／またはホウ化物の析出相を３０
各駄チ以上言有する粉末冶金的に製造された出発原料を
加工熱処理により、１〜３μｍのマトリックス結晶粒で
１とし、超塑性状態で加工することを特徴とする工具製
造方法により解決される。結晶粒が小さいことによシ、
結晶粒界すべυが生じやすく、降伏応力は低い。したが
って塑性変形に必要な力および工具の摩耗を低減する。
従って本発明に係るプロセスは２つの段階で実行される
。第１の段階においては、粉末冶金的に製造された合金
粉末の多相組織は、圧粉固化状態で、そのマトリックス
および炭化物および／またはホウ化物の析出相の両者の
観点でさらに微細化される。該粉末は続いて実施される
第２の段階での熱間塑性変形の結果である加工熱処理に
おいて好ましくはマトリックスの結晶粒度が１〜３μｍ
、析出相の粒度が０．２〜１．０μｍの＃細結晶粒宸を
有する熱的に安定な微細組織となるよう、アトマイズの
間に例えば１０〜１０ ℃／１１Ｐｃの冷却速度の結果
として、既に微細化しており好ましくは等軸結晶化して
いる。
。第１の段階においては、粉末冶金的に製造された合金
粉末の多相組織は、圧粉固化状態で、そのマトリックス
および炭化物および／またはホウ化物の析出相の両者の
観点でさらに微細化される。該粉末は続いて実施される
第２の段階での熱間塑性変形の結果である加工熱処理に
おいて好ましくはマトリックスの結晶粒度が１〜３μｍ
、析出相の粒度が０．２〜１．０μｍの＃細結晶粒宸を
有する熱的に安定な微細組織となるよう、アトマイズの
間に例えば１０〜１０ ℃／１１Ｐｃの冷却速度の結果
として、既に微細化しており好ましくは等軸結晶化して
いる。
本発明に係るプロセスの第１の段階におσる材料組織は
、加工熱処理によって凋整される。
、加工熱処理によって凋整される。
合金鋼の場合、該７１１１工処理はオーステナイト状態
、例えばおよそ９００℃で開始し、７５０〜８２０℃の
範囲でのγ／α相変態を経て６５０℃の最終圧延！ ｉ
Ａｔへ至るものである。例えば、熱間圧延、鍛造のよう
な熱間加工において、被加工材は連続的に冷却され、相
変、轢及び炭化物まだはホウ化物の析出が生じる。
、例えばおよそ９００℃で開始し、７５０〜８２０℃の
範囲でのγ／α相変態を経て６５０℃の最終圧延！ ｉ
Ａｔへ至るものである。例えば、熱間圧延、鍛造のよう
な熱間加工において、被加工材は連続的に冷却され、相
変、轢及び炭化物まだはホウ化物の析出が生じる。
ステライトを熱間〃ロエする場合も同様に、成形及び付
随する連、′ｆｃ冷却の間のおよそ１０００〜７００℃
の温度範囲で、炭化吻寂よび／またはホウ化物の析出が
生じる。さらに、該加工熱処理において、マトリックス
結晶粒は微細化され、おそくもこの段階で等軸化される
とともに、相変態に際して核発生に有利な条件が得られ
るので、炭化物粒子およびホウ化物粒子は賂らに微細に
分布される。これら両者は材料の強度を向上させる。
随する連、′ｆｃ冷却の間のおよそ１０００〜７００℃
の温度範囲で、炭化吻寂よび／またはホウ化物の析出が
生じる。さらに、該加工熱処理において、マトリックス
結晶粒は微細化され、おそくもこの段階で等軸化される
とともに、相変態に際して核発生に有利な条件が得られ
るので、炭化物粒子およびホウ化物粒子は賂らに微細に
分布される。これら両者は材料の強度を向上させる。
超塑性状態を得るだめの前提必要条件としての再結晶お
よび結晶組織の微細化の目的で、粉末冶金的に製造され
た出発材料は等温成形加工によりさらに調整される。該
等温成形加工は変態温度以下の温度、例えば４５０℃で
実施される。そして、好ましくは、低変形にですなわち
およそ１０チの絞）で実画される。また、γ相とα相の
体積が相異することに起因する残留応力を発生さぞ、そ
れゆえ、残留応力によシ誘導されるマトリックス結晶粒
の変形を生じざぜる周期的なγ／α相変態が該等温〃■
工には含まれるべきである。熱間平衡的に製造されるプ
フンクのマトリックス結晶粒度を微細化するために、該
等温加工に続いて短時間、例えば２０〜６０秒の一次再
結晶焼なましを行なうこともある。
よび結晶組織の微細化の目的で、粉末冶金的に製造され
た出発材料は等温成形加工によりさらに調整される。該
等温成形加工は変態温度以下の温度、例えば４５０℃で
実施される。そして、好ましくは、低変形にですなわち
およそ１０チの絞）で実画される。また、γ相とα相の
体積が相異することに起因する残留応力を発生さぞ、そ
れゆえ、残留応力によシ誘導されるマトリックス結晶粒
の変形を生じざぜる周期的なγ／α相変態が該等温〃■
工には含まれるべきである。熱間平衡的に製造されるプ
フンクのマトリックス結晶粒度を微細化するために、該
等温加工に続いて短時間、例えば２０〜６０秒の一次再
結晶焼なましを行なうこともある。
当部なましにより、結晶粒はさらに微細化される。
出発材料のｉｄ、！ｌ整の全役的目的は、本発明に係る
プロセスの第２の段階での超塑性加工のために、塑性変
形に好適な微細結晶組織により時徴付Ｖブられる等軸組
織を得ることである。このように結晶粒度を微細化する
に従い、変形抵抗は減少し、同時に変形速度を増力ｎす
ることが可能となる。
プロセスの第２の段階での超塑性加工のために、塑性変
形に好適な微細結晶組織により時徴付Ｖブられる等軸組
織を得ることである。このように結晶粒度を微細化する
に従い、変形抵抗は減少し、同時に変形速度を増力ｎす
ることが可能となる。
第２の段階では、塑性変形され所定の多相組織となって
いる該材料は、溶融温間の５０〜７０チのオーダー、１
列えは６５０〜７８０℃の１晶ばで成形されろ。当温度
では、低降伏応力で、大変形が可能となり、それゆえ、
本発明に係るプロセスの第１の段階の特別な前処理を行
なわない場合に塑性変形により複雑な形状に成形不町牝
である組成の合金から複雑な形状の岐終韓品が製造り能
となる。セして、変形速度は好ましくは１０〜５Ｘ１Ｏ
Ｓ である。伸び速度のべき指数ｍは次式によ）与えら
れる。
いる該材料は、溶融温間の５０〜７０チのオーダー、１
列えは６５０〜７８０℃の１晶ばで成形されろ。当温度
では、低降伏応力で、大変形が可能となり、それゆえ、
本発明に係るプロセスの第１の段階の特別な前処理を行
なわない場合に塑性変形により複雑な形状に成形不町牝
である組成の合金から複雑な形状の岐終韓品が製造り能
となる。セして、変形速度は好ましくは１０〜５Ｘ１Ｏ
Ｓ である。伸び速度のべき指数ｍは次式によ）与えら
れる。
Ｓ＝＝に＠ ”
ここで、Ｓは降伏応力、Ｋは材料による定数、は変形速
度又はクリープ速度であり、ｍの値は、合金鋼について
は０．４〜０．５、ステライトについては０．３５〜０
．４である。この式から成形に必要な降伏応力または変
形力はたいへん小さいことがわかる。さらに此奴的低い
温度で実施されるので、本発明に係るプロセスは、荷に
変態温度より低い等温成形により第１の段階で調量する
場合に顯著であるが、必要とする工場、設嫂およびエネ
ルギー消費の視点で低コストであることにより特徴付け
られる。
度又はクリープ速度であり、ｍの値は、合金鋼について
は０．４〜０．５、ステライトについては０．３５〜０
．４である。この式から成形に必要な降伏応力または変
形力はたいへん小さいことがわかる。さらに此奴的低い
温度で実施されるので、本発明に係るプロセスは、荷に
変態温度より低い等温成形により第１の段階で調量する
場合に顯著であるが、必要とする工場、設嫂およびエネ
ルギー消費の視点で低コストであることにより特徴付け
られる。
塑性変形温度は初期二次結晶温度または結晶成長＠度よ
り低くする。各々の結晶粒の成長により、変形抵抗が増
加し、大きな変形力を必要とするからである。
り低くする。各々の結晶粒の成長により、変形抵抗が増
加し、大きな変形力を必要とするからである。
本発明に係る発明は、待に、
Ｘ１７８ＣｒＶ５ ２ ９
Ｘ１５ｓＣｒＶＷ Ｃｏ ４ ５ １２ ５Ｘ１３
５ＣｒＶＷ Ｍｏ ４ ４ ６ ４Ｘ２２０ＣｒＶ
１７ ６ Ｘ２４５ＣｒＶ５ １０ のような高炭素冷間〃ロエ用鋼に適している。
５ＣｒＶＷ Ｍｏ ４ ４ ６ ４Ｘ２２０ＣｒＶ
１７ ６ Ｘ２４５ＣｒＶ５ １０ のような高炭素冷間〃ロエ用鋼に適している。
これらは１．０〜２．５チの炭素と４〜１７チのクロム
、バナジウム、タングステン、モリブデンおよびコバル
トを含有している。
、バナジウム、タングステン、モリブデンおよびコバル
トを含有している。
曲の最適な合金は、
Ｘ３７５ ０ｒ Ｍｏ Ｆｅ ２５ １０ ６０
Ｘ２２０Ｃｒ Ｗ Ｃｏ ３０ １２ ５６Ｘ
１２０Ｃｒ Ｍｏ Ｃｏ ２７ ４ ６０Ｘ
１００Ｃｒ Ｗ Ｃｏ Ｎ Ｂ １５ １
５ ５２ ３である。
Ｘ２２０Ｃｒ Ｗ Ｃｏ ３０ １２ ５６Ｘ
１２０Ｃｒ Ｍｏ Ｃｏ ２７ ４ ６０Ｘ
１００Ｃｒ Ｗ Ｃｏ Ｎ Ｂ １５ １
５ ５２ ３である。
上記ステライトは鉄基またはコバルト壱のステライトで
、１〜４チのホウ素および炭素と１５〜３０チのクロム
、モリブデンおよびタングステンの合金元素をき有し、
６５０〜７２０℃の比較的低い＠贋で加工することがで
きるステライトである。
、１〜４チのホウ素および炭素と１５〜３０チのクロム
、モリブデンおよびタングステンの合金元素をき有し、
６５０〜７２０℃の比較的低い＠贋で加工することがで
きるステライトである。
クリープ抵抗または高温強度を増加するために、超塑性
成形の後に、結晶粒粗大化部なましを行うことができる
。
成形の後に、結晶粒粗大化部なましを行うことができる
。
以下、図面に示した実施例を参考例として、本発明につ
いてさらに詳細に説明する０第１図は回転刃製造のため
の円板の一部断面図を含む側面図である。本図中の円板
１は、高張力冷間加工用ｍｘｚ４ｓｃｒｖ５ １０から
成９、熱間平衡プレスにより粉末冶金的に破造され、１
〜３μｍのマトリックス結晶校区をイする組峨である。
いてさらに詳細に説明する０第１図は回転刃製造のため
の円板の一部断面図を含む側面図である。本図中の円板
１は、高張力冷間加工用ｍｘｚ４ｓｃｒｖ５ １０から
成９、熱間平衡プレスにより粉末冶金的に破造され、１
〜３μｍのマトリックス結晶校区をイする組峨である。
これは第２図に図示されている、円錐角ｆが１５０〜１
６００、厚さ１．０〜１．５ ｔｍ、内径５０＋＋ｍ、
外イモ１００ｍのディスク形状回転刃の製造に使用され
る。
６００、厚さ１．０〜１．５ ｔｍ、内径５０＋＋ｍ、
外イモ１００ｍのディスク形状回転刃の製造に使用され
る。
円板１は粉末冶金的に製造された１００Ｘ２００×８嘴
の平板からスタンピング加工により製造され、１１５０
〜１２５０℃の温度で、２．．５ｗｍの厚さまで圧延て
れる。回転刃のブレード２の製造のための十分な材料余
裕を持たせるため、上記平板の厚さは回転刃の仕上り厚
さより１鳩だけ厚くしている。
の平板からスタンピング加工により製造され、１１５０
〜１２５０℃の温度で、２．．５ｗｍの厚さまで圧延て
れる。回転刃のブレード２の製造のための十分な材料余
裕を持たせるため、上記平板の厚さは回転刃の仕上り厚
さより１鳩だけ厚くしている。
円板１は直径９５龍、厚さ２．５＋ｍである。スタンピ
ング加工の後、円板１は７６０℃に加熱され、３５０℃
に予加熱された上仰１および下側ダイスからなる通常の
工具により、５Ｘ１ＯＳの加工速度で、２５秒のプロセ
ス時間で第２図に示す回転刃に変１しされる。プロセス
時間、Δｔｐは次式で表わされる。
ング加工の後、円板１は７６０℃に加熱され、３５０℃
に予加熱された上仰１および下側ダイスからなる通常の
工具により、５Ｘ１ＯＳの加工速度で、２５秒のプロセ
ス時間で第２図に示す回転刃に変１しされる。プロセス
時間、Δｔｐは次式で表わされる。
６仮
ここでＡｏは円板１の同心円状の表面積、ΔＡは円錐の
表面積、１はスロット・プロファイル、そしてｊ＝−５
ＸＩＱ ｓ である。
表面積、１はスロット・プロファイル、そしてｊ＝−５
ＸＩＱ ｓ である。
塑性ｆ ｊｅ ！−１が低いため、エネルギーを節約し
、酸化スケールを減少し、有害な結晶粒成長を阻正する
ことが出来る０ また、超塑性変形において、空隙およびクラックは圧接
されるため、高強度、高靭性とともに高密度となる。切
削等の機械力Ｉ工が不快なため、疲労割れを引き起こす
機械加工きすができず、そのため工具寿命を２５〜３０
％延長できる。
、酸化スケールを減少し、有害な結晶粒成長を阻正する
ことが出来る０ また、超塑性変形において、空隙およびクラックは圧接
されるため、高強度、高靭性とともに高密度となる。切
削等の機械力Ｉ工が不快なため、疲労割れを引き起こす
機械加工きすができず、そのため工具寿命を２５〜３０
％延長できる。
実験の結果、塑性変形時間は２５秒であったが、上記の
計算値と良く一致している。塑性変形時間に、取付は時
間３５秒を加えて、喪造時間は６０秒であり、ブランク
の４ ｆＪ＆、Ｑｏ工の加工時間に比べはるかにｆｆｉ
縮できる。
計算値と良く一致している。塑性変形時間に、取付は時
間３５秒を加えて、喪造時間は６０秒であり、ブランク
の４ ｆＪ＆、Ｑｏ工の加工時間に比べはるかにｆｆｉ
縮できる。
本発明に係るプロセスは、次の工具の製造に適している
。すべての冷間加工用鋼については切断用ベルおよび工
具、成形・切断工具、例えばディスクナイフ、フィルタ
ーナイフ、タバコナイフのような厚さ３簡以下のナイフ
、コイニング加工用工具、押し出しθロエ磯用のリテイ
ナー・リングおよびプレッシャー・リング、焼結プレス
用工具、押出しプレス用工具とダイス、振４の押出しプ
レス用の成形工具および多孔板であり、高速匿鋼につい
ては、プロファイル・ミリング・カッタ、フオーム−タ
ーニング工具およびプロファイル・シンキング・ヘッド
があり、ステフィトについては、ガラス吹き型工具、ブ
０７７ イル・バー、ノズル、シンニンク拳ホイール、
メービン・ディスクおよびパルプ・シートがある。
。すべての冷間加工用鋼については切断用ベルおよび工
具、成形・切断工具、例えばディスクナイフ、フィルタ
ーナイフ、タバコナイフのような厚さ３簡以下のナイフ
、コイニング加工用工具、押し出しθロエ磯用のリテイ
ナー・リングおよびプレッシャー・リング、焼結プレス
用工具、押出しプレス用工具とダイス、振４の押出しプ
レス用の成形工具および多孔板であり、高速匿鋼につい
ては、プロファイル・ミリング・カッタ、フオーム−タ
ーニング工具およびプロファイル・シンキング・ヘッド
があり、ステフィトについては、ガラス吹き型工具、ブ
０７７ イル・バー、ノズル、シンニンク拳ホイール、
メービン・ディスクおよびパルプ・シートがある。
また、本惰明に系るプロセスは、変形温度が低く、必要
な変形エネルギーが小さいことにより特徴付ｖｌられる
。微細分布、等軸及びテクスチャー・フリーの微細組織
であるため、一定で再現性の良い機械特性、時に高靭性
、高耐疲労性とともに、高強度が得られる。寸法精度し
よび９表面性状が良好であるので、仕上げ加工は不要で
ある。−七して、表面粗さは通常１μ！ｎ以下である。
な変形エネルギーが小さいことにより特徴付ｖｌられる
。微細分布、等軸及びテクスチャー・フリーの微細組織
であるため、一定で再現性の良い機械特性、時に高靭性
、高耐疲労性とともに、高強度が得られる。寸法精度し
よび９表面性状が良好であるので、仕上げ加工は不要で
ある。−七して、表面粗さは通常１μ！ｎ以下である。
第１図は回転刃の製造のための円板の一部４面図を含む
側面図である。第２図は第１図の円板から超塑性成形で
製造された回転刃の一部断面図を含む側面図である。
側面図である。第２図は第１図の円板から超塑性成形で
製造された回転刃の一部断面図を含む側面図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 中合金鋼および高合金鋼またはステライトから熱間
成形加工により工具を製造するプロセスにおいて、炭化
物および／またはホウ化物の析出相を３０容量％以上含
有する、粉末冶金的に製造された出発原料を加工熱処理
により１〜３μｍのマトリツクス結晶粒径とし、超塑性
状態で加工することを特徴とする工具製造方法。 ２ ０．２〜１μｍの粒径を有する出発材料を加工熱処
理することを特徴とする特許請求の範囲第１項の工具製
造方法。 ３ 等軸組織を有する出発材料を超塑性的に最終寸法に
成形することを特徴とする特許請求の範囲第１項の工具
製造方法。 ４ 粉末冶金的工具用鋼およびステライトを約０．５Ｔ
ｍ〜０．７Ｔｍ（ここでＴｍは絶対温度で表示した溶融
温度）の温度で超塑性的に成形され、連続的に冷却され
ることを特徴とする特許請求の範囲第１項の工具製造方
法。 ５ 成形加工温度が９００〜６５０℃であることを特徴
とする特許請求の範囲第４項の工具製造方法。 ６ 出発原料であるステライトを１０００〜７６０℃の
連続冷却の途中で熱間加工することを特徴とする特許請
求の範囲第１項の工具製造方法。 ７ 変形が３０％以上で、伸びがおよそ数百％であるこ
とを特徴とする特許請求の範囲第４項の工具製造方法。 ８ 粉末冶金的に製造された工具用鋼を変態温度未満で
等温的におよび超塑性的に成形することを特徴とする特
許請求の範囲第１項の工具製造方法。 ９ 変形が８００％まであることを特徴とする特許請求
の範囲第８項の工具製造方法。 １０ ６００〜７００℃で結晶粒界すべりおよび動的再
結晶を生ぜしめることを特徴とする特許請求の範囲第８
項の工具製造方法。 １１ 超塑性成形を二次再結晶温度および結晶成長温度
未満で行うことを特徴とする特許請 求の範囲第１項の工具製造方法。 １２ 合金鋼を６５０〜７８０℃で超塑性的に成形する
ことを特徴とする特許請求の範囲第８項の工具製造方法
。 １３ 変形速度が１０＾−＾３〜１０＾−＾１Ｓ＾−＾
１であることを特徴とする特許請求の範囲第１１項の工
具製造方法。 １４ 伸び速度べき指数ｍが０．４〜０．５であること
を特徴とする特許請求の範囲第１１項の工具製造方法。 １５ 伸び速度べき指数ｍが、ステライトについて０．
３５〜０．４であることを特徴とする特許請求の範囲第
１１項の工具製造方法。 １６ 成形品を結晶粒粗大化焼なましすることを特徴と
する特許請求の範囲第１１項の工具製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| DE19853544759 DE3544759A1 (de) | 1985-12-18 | 1985-12-18 | Verfahren zum herstellen von werkzeugen |
| DE3544759.1 | 1985-12-18 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62156203A true JPS62156203A (ja) | 1987-07-11 |
Family
ID=6288747
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61302756A Pending JPS62156203A (ja) | 1985-12-18 | 1986-12-18 | 工具製造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5028386A (ja) |
| EP (1) | EP0227001B1 (ja) |
| JP (1) | JPS62156203A (ja) |
| AT (1) | ATE90899T1 (ja) |
| DE (1) | DE3544759A1 (ja) |
| ES (1) | ES2041242T3 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4969099A (en) * | 1986-03-11 | 1990-11-06 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Double-detecting, trouble-judging and failsafe devices in system for integrally controlling automatic transmission and engine |
| US4945481A (en) * | 1986-05-08 | 1990-07-31 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | System for integrally controlling automatic transmission and engine |
| US4838124A (en) * | 1986-06-30 | 1989-06-13 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | System for integrally controlling automatic transmission and engine |
| JPH0712809B2 (ja) * | 1986-07-07 | 1995-02-15 | トヨタ自動車株式会社 | 自動変速機及びエンジンの一体制御装置 |
| WO2005094274A2 (en) * | 2004-03-24 | 2005-10-13 | Smith International, Inc. | Solid state processing of hand-held knife blades to improve blade performance |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5072807A (ja) * | 1973-10-31 | 1975-06-16 | ||
| JPS5485106A (en) * | 1977-12-20 | 1979-07-06 | Seiko Epson Corp | Magnet made from inter-rare-earth-metallic compound |
| JPS5887204A (ja) * | 1981-11-17 | 1983-05-25 | Kobe Steel Ltd | 急冷凝固粉末を用いた超合金の恒温鍛造方法 |
| JPS5893802A (ja) * | 1981-11-30 | 1983-06-03 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 難加工性合金線材の製造方法 |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2127082A5 (ja) * | 1971-02-22 | 1972-10-13 | Charbonnages De France | |
| US4073648A (en) * | 1974-06-10 | 1978-02-14 | The International Nickel Company, Inc. | Thermoplastic prealloyed powder |
| US3976482A (en) * | 1975-01-31 | 1976-08-24 | The International Nickel Company, Inc. | Method of making prealloyed thermoplastic powder and consolidated article |
| US3951697A (en) * | 1975-02-24 | 1976-04-20 | The Board Of Trustees Of Leland Stanford Junior University | Superplastic ultra high carbon steel |
| US4533390A (en) * | 1983-09-30 | 1985-08-06 | Board Of Trustees Of The Leland Stanford Junior University | Ultra high carbon steel alloy and processing thereof |
| DE3346089A1 (de) * | 1983-12-21 | 1985-07-18 | Dr. Weusthoff GmbH, 4000 Düsseldorf | Verfahren zum herstellen hochfester, duktiler koerper aus kohlenstoffreichen eisenbasislegierungen |
| US4582536A (en) * | 1984-12-07 | 1986-04-15 | Allied Corporation | Production of increased ductility in articles consolidated from rapidly solidified alloy |
| JPS62134130A (ja) * | 1985-12-05 | 1987-06-17 | Agency Of Ind Science & Technol | 高強度・難加工材の超塑性ウオ−ムダイ・パツク鍛造法 |
-
1985
- 1985-12-18 DE DE19853544759 patent/DE3544759A1/de active Granted
-
1986
- 1986-12-16 AT AT86117455T patent/ATE90899T1/de not_active IP Right Cessation
- 1986-12-16 EP EP86117455A patent/EP0227001B1/de not_active Expired - Lifetime
- 1986-12-16 ES ES198686117455T patent/ES2041242T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1986-12-18 JP JP61302756A patent/JPS62156203A/ja active Pending
-
1990
- 1990-10-17 US US07/600,135 patent/US5028386A/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5072807A (ja) * | 1973-10-31 | 1975-06-16 | ||
| JPS5485106A (en) * | 1977-12-20 | 1979-07-06 | Seiko Epson Corp | Magnet made from inter-rare-earth-metallic compound |
| JPS5887204A (ja) * | 1981-11-17 | 1983-05-25 | Kobe Steel Ltd | 急冷凝固粉末を用いた超合金の恒温鍛造方法 |
| JPS5893802A (ja) * | 1981-11-30 | 1983-06-03 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 難加工性合金線材の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE3544759C2 (ja) | 1989-08-03 |
| US5028386A (en) | 1991-07-02 |
| EP0227001A3 (en) | 1988-05-04 |
| EP0227001B1 (de) | 1993-06-23 |
| ES2041242T3 (es) | 1993-11-16 |
| EP0227001A2 (de) | 1987-07-01 |
| DE3544759A1 (de) | 1987-06-19 |
| ATE90899T1 (de) | 1993-07-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US7922841B2 (en) | Method for preparing high-temperature nanophase aluminum-alloy sheets and aluminum-alloy sheets prepared thereby | |
| US9481023B2 (en) | Methods of thermo-mechanically processing tool steel and tools made from thermo-mechanically processed tool steels | |
| US4318733A (en) | Tool steels which contain boron and have been processed using a rapid solidification process and method | |
| JP6282545B2 (ja) | 工具鋼を熱機械処理する方法および熱機械処理された工具鋼から作られた工具 | |
| US5584947A (en) | Method for forming a nickel-base superalloy having improved resistance to abnormal grain growth | |
| US7708845B2 (en) | Method for manufacturing thin sheets of high strength titanium alloys description | |
| JPS6238402B1 (ja) | ||
| US4860567A (en) | Ring forging process | |
| JP2003313612A (ja) | 結晶粒微細化マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法、および同ステンレス鋼を用いた刃物 | |
| US3066408A (en) | Method of producing steel forging and articles produced thereby | |
| JP2002167644A (ja) | 熱処理定歪み冷間工具鋼及びこれを用いた冷間工具の製造方法 | |
| US3966422A (en) | Powder metallurgically produced alloy sheet | |
| JPS62156203A (ja) | 工具製造方法 | |
| JPH05117800A (ja) | 酸化物分散強化鉄基合金の製造法 | |
| JPH03193850A (ja) | 微細針状組織をなすチタンおよびチタン合金の製造方法 | |
| US4616499A (en) | Isothermal forging method | |
| Pinnow et al. | P/M tool steels | |
| CN106048455B (zh) | 一种用于高强度锻造的模具材料的处理方法 | |
| GB2116207A (en) | Improved tool steels which contain boron and have been processed using a rapid solidification process and method | |
| Mukhtarov et al. | Manufacturing of axisymmetric components out of superalloys and hard-to-deform steels by roll forming | |
| Semiatin | Introduction to bulk-forming processes | |
| JP4155200B2 (ja) | 結晶粒微細化マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| CN114807545A (zh) | 一种冷作模具钢共晶碳化物细化热处理工艺 | |
| US4759804A (en) | Manufacture of iron-chromium-aluminum peeling billet | |
| RU2269589C1 (ru) | Способ изготовления листового полуфабриката из сплава на основе никеля типа inconel 718 |