KR100436327B1 - 소결 경질 합금 - Google Patents

소결 경질 합금 Download PDF

Info

Publication number
KR100436327B1
KR100436327B1 KR10-1999-7000932A KR19997000932A KR100436327B1 KR 100436327 B1 KR100436327 B1 KR 100436327B1 KR 19997000932 A KR19997000932 A KR 19997000932A KR 100436327 B1 KR100436327 B1 KR 100436327B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
hard alloy
sintered hard
replaced
content
sintered
Prior art date
Application number
KR10-1999-7000932A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20000029801A (ko
Inventor
야마자끼유지
나까노가즈노리
다까기겐이찌
Original Assignee
도요 고한 가부시키가이샤
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 도요 고한 가부시키가이샤 filed Critical 도요 고한 가부시키가이샤
Publication of KR20000029801A publication Critical patent/KR20000029801A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100436327B1 publication Critical patent/KR100436327B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
    • C22C32/0047—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents
    • C22C32/0073—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents only borides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
    • C22C29/14—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on borides

Abstract

본 발명은 내마모성, 높은 내부식성 및 내열성 뿐만 아니라 보통 온도 내지 고온의 넓은 온도 범위에서 충분히 높은 강도 및 높은 강인성을 가진 소결 경질 합금을 제공한다. 주로 35 ~ 95 % 의 Mo2NiB2형 복합체 붕화물을 함유하는 경질상, 및 그 나머지를 구성하는 Ni 기와 결합하는 경질상의 결합상을 함유하는 소결 합금에, 전체 조성물에 대해 0.1 ~ 8 % 의 Mn 을 첨가하고, 그리하여 강한 강도, 강한 강인성 및 강한 내부식성을 갖는 소결 경질 합금을 수득한다. 또한, W 를 첨가하면 내마모성 및 기계적 특성을 더욱 개선시키게 되고, Cr 및/또는 V 를 첨가하면 내부식성 및 기계적 특성을, Cu 를 첨가하면 내부식성을, Co 를 첨가하면 내산화성 및 고온 특성을, 그리고 Nb, Zr, Ti, Ta 및 Hf 를 첨가하면 기계적 특성 및 내부식성을 더욱 개선시키게 된다.

Description

소결 경질 합금 {SINTERED HARD ALLOY}
[개요]
내마모성, 뛰어난 내부식성 및 내열성 뿐만 아니라 실온 내지 고온의 넓은 온도 범위에서 충분히 높은 강도 및 인성을 가진 소결 경질 합금을 제공한다. 주로 Mo2NiB2형 복합체 붕화물, 및 그 나머지로서 Ni 기재의 금속성 매트릭스의 결합상으로 구성되는 경질상 35 ~ 95 % 를 함유하는 소결 합금에, 전체 조성물에 대해 0.1 ~ 8 % 의 Mn 을 가하고, 그리하여 높은 강도, 높은 인성 및 높은 내부식성을 가진 소결 경질 합금을 수득한다. 또한, W 를 첨가하여 내마모성 및 기계적 성질을 더욱 개선시키고, Cr 및/또는 V 를 첨가하여 내부식성 및 기계적 성질을, Cu 를 첨가하여 내부식성을, Co 를 첨가하여 내산화성 및 고온 특성을, 그리고 Nb, Zr, Ti, Ta 및 Hf 를 첨가하여 기계적 성질 및 내부식성을 더욱 개선시킨다.
본 내용은 요부공개 건이므로 전문내용을 수록하지 않았음
본 발명은 뛰어난 내부식성 및 내마모성, 및 실온 내지 고온의 넓은 온도 범위에서 높은 강도, 경도, 파괴 인성 및 내부식성을 갖는 소결 경질 합금에 관한 것이며, 이는 주로 Mo2NiB2형태의 복합체 붕화물로 이루어지는 경질상, 및 경질상을 결합하는 Ni 기재 금속성 매트릭스의 결합상을 함유한다.
내마모성 물질의 요구는 해를 거듭할수록 강해지고, 내마모성뿐만 아니라 내부식성, 내열성, 파괴 인성 및 고온 뿐아니라 실온에서의 높은 강도 및 경도를 갖는 물질이 요구된다. 종래에는, 내마모성 적용에 있어서는 WC 기재의 시멘트화된 카바이드 또는 Ti(CN) 기재의 서어멧 (cermet) 이 잘 공지되어 있다. 그러나, 이들은 부식 환경 또는 고온의 구역에서 내부식성, 강도 및 경도가 불충분하기 때문에 사용시에 단점이 있다. 높은 경도, 높은 융점, 및 전기 전도성 등과 같은 붕화물의 우수한 특성에 촛점을 맞추어, Mo2FeB2및 Mo2NiB2등과 같은 금속 복합체 붕화물을 사용하는 소결 경질 합금이 최근의 통상적인 경질 물질에 대한 대체 후보로서 제안되었다.
이러한 물질에 있어서, Fe 기재 매트릭스의 결합상을 함유하는 Mo2FeB2 2FeB2형 경질 합금의 내부식성을 개선하려는 목적으로 발명된 Ni 기재 매트릭스의 결합상을 함유하는 Mo2NiB2
또한, 일본 특허 공개 공보 평 5-214479 에 개시된 Mo2NiB2형 경질 합금은 경질상을 이루는 붕화물의 결정 구조를 정방정계로 조절함으로써 우수한 내부식성 및 내열성을 유지하면서 높은 강도를 달성하였다. 그러나, 이 경질 합금의 내마모성은 주로 경도, 즉 붕화물을 함유하는 경질상의 양에 달려있다. 그러므로, 내마모성을 개선하려는 목적으로 경질상의 양을 증가시키면, 강도 및 파괴 인성은 감소하게되는 경향이 있다.
결과적으로, 높은 내마모성, 내부식성 및 내열성 및 높은 강도 및 인성과 같은 우수한 특성을 모두 갖는 물질은 아직 수득하지 못했다.
본 발명의 목적은 상기에서 언급한 바와 같은, 특히 높은 경도, 강도, 및 파괴 인성의 Mo2NiB2형 경질 합금의 특성을 갖는 합금을 개발하는 것이고, 본 발명의 과제는 내마모성, 내부식성, 및 내열성 뿐만 아니라 실온 내지 고온의 넓은 온도 범위에서의 충분한 강도 및 인성, 높은 강도, 높은 인성 및 높은 내부식성을 갖는 소결 경질 합금을 제공하는 것이다.
[발명의 요약]
본 발명은 높은 강도, 높은 인성, 및 높은 내부식성을 갖는 소결 경질 합금으로서, 주로 35 ~ 95 % 의 Mo2NiB2형 복합체 붕화물을 함유하는 경질상 및 상기의 경질상을 결합하는 Ni 기재 매트릭스의 결합상을 포함하고, 전체 조성물에 대해 0.1 ~ 8 % 의 Mn 을 함유하는 소결 경질 합금에 관한 것이다.
상기의 소결 경질 합금은 3 ~ 7.5 % 의 B, 21.3 ~ 68.3 % 의 Mo, 0.1 ~ 8 % 의 Mn, 및 그 나머지로서 10 % 이상의 Ni 을 함유하는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기의 소결 경질 합금에 함유된 Mo 의 함량의 일부는 0.1 ~ 30 % 의 W 로 대체되는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기의 소결 경질 합금에 함유된 Mo 의 함량의 일부는 0.2 ~ 10 % 의 Nb 로 대체되는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기의 소결 경질 합금에 함유된 Mo 의 함량의 일부는 0.3 ~ 40 % 의 W 및 Nb 로 대체되는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기의 소결 경질 합금에 함유된 Ni 의 함량의 일부는 0.1 ~ 5 % 의 Cu 로 대체되는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기의 소결 경질 합금에 함유된 Ni 의 함량의 일부는 0.2 ~ 10 % 의 Co 로 대체되는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기의 소결 경질 합금에 함유된 Ni 의 함량의 일부는 0.3 ~ 15 % 의 Cu 및 Co 로 대체되는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기의 소결 경질 합금에 함유된 Mo 의 함량의 일부는 0.1 ~ 30 % 의 W 로 대체되며 Ni 의 함량의 일부는 0.1 ~ 5 % 의 Cu 로 대체되는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기의 소결 경질 합금에 함유된 Mo 의 함량의 일부는 0.1 ~ 30 % 의 W 로 대체되며 Ni 의 함량의 일부는 0.2 ~ 10 % 의 Co 로 대체되는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기의 소결 경질 합금에 함유된 Mo 의 함량의 일부는 0.1 ~ 30 % 의 W 로 대체되며 Ni 의 함량의 일부는 0.3 ~ 15 % 의 Cu 및 Co 로 대체되는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기의 소결 경질 합금에 함유된 Mo 의 함량의 일부는 0.2 ~ 10 % 의 Nb 로 대체되며 Ni 의 함량의 일부는 0.1 ~ 5 % 의 Cu 로 대체되는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기의 소결 경질 합금에 함유된 Mo 의 함량의 일부는 0.2 ~ 10 % 의 Nb 로 대체되며 Ni 의 함량의 일부는 0.2 ~ 10 % 의 Co 로 대체되는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기의 소결 경질 합금에 함유된 Mo 의 함량의 일부는 0.2 ~ 10 % 의 Nb 로 대체되며 Ni 의 함량의 일부는 0.3 ~ 15 % 의 Cu 및 Co 로 대체되는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기의 소결 경질 합금에 함유된 Mo 의 함량의 일부는 0.3 ~ 40 % 의 W 및 Nb 로 대체되며 Ni 의 함량의 일부는 0.1 ~ 5 % 의 Cu 로 대체되는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기의 소결 경질 합금에 함유된 Mo 의 함량의 일부는 0.3 ~ 40 % 의 W 및 Nb 로 대체되며 Ni 의 함량의 일부는 0.2 ~ 10 % 의 Co 로 대체되는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기의 소결 경질 합금에 함유된 Mo 의 함량의 일부가 0.3 ~ 40 % 의 W 및 Nb 로 대체되며 Ni 의 함량의 일부는 0.3 ~ 15 % 의 Cu 및 Co 로 대체되는 것을 특징으로 하는, 높은 강도, 높은 인성, 및 높은 내부식성을 갖는 소결 경질 합금을 제공한다.
본 발명은 또한 상기의 소결 경질 합금에 함유된 Nb 의 일부 또는 전체가 Zr, Ti, Ta 및 Hf 에서 선택된 원소 하나 이상으로 대체되는 것을 특징으로 하는, 높은 강도, 높은 인성, 및 높은 내부식성을 가진 소결 경질 합금에 관한 것이다.
또한, 상기의 소결 경질 합금에 함유된 Ni 의 일부는 Cr 로 대체되는 것을특징으로 한다.
또한, 상기에서 언급한 Cr 의 일부 또는 전체가 V 로 대체되는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기에서 언급한 Cr 의 함량이 0.1 ~ 35 % 인 것을 특징으로 한다.
또한, 상기에서 언급한 V 의 함량이 0.1 ~ 35 % 인 것을 특징으로 한다.
또한, 상기에서 언급한 Cr 및 V 둘의 전체 함량이 0.1~ 35 % 인 것을 특징으로 한다.
또한, 상기의 소결 경질 합금의 결합상 내의 Ni 의 비가 40 % 이상인 것을 특징으로 한다.
본 발명은 Mn 을 함유하는 높은 내부식성을 갖는 소결 경질 합금을 제공하고 (여기서 상기 소결 경질 합금은 주로 Mo2NiB2형 복합체 붕화물을 함유하는 경질상을 포함하고 이 경질상을 결합하는 Ni 기재 매트릭스의 결합상을 포함한다), 일정 범위 내에서 B 및 Mo 의 함량을 제한하고 Ni 기재 매트릭스의 결합상 내 Ni 의 함량을 조절함으로써 주로 미세한 복합체 붕화물 및 Ni 기재 매트릭스의 결합상의 2 가지 상을 함유하며 높은 강도, 높은 인성, 및 높은 내부식성을 갖는 소결 경질 합금을 수득한다. 소결 경질 합금에 W 를 첨가함으로써 내마모성 및 기계적 특성을 또한 개선시킨다. 또한, Cr 및/또는 V 를 첨가함으로써 본 발명의 소결 경질 합금의 내부식성 및 기계적 성질 개선시키고, Cu 를 첨가함으로써 내부식성을 개선시키며, Co 를 첨가함으로써 고온 특성을 개선시키고, Nb, Zr, Ti, Ta 및 Hf 를 첨가함으로써 기계적 특성 및 내부식성을 개선시킨다.
본 발명은 하기에 언급하는 실시예에 의해 더 상세하게 설명될 것이다. 본 발명자들은 일본 특허 공개 공보 평 5-214479 에 기술된 바와 같은 우수한 내부식성을 가진 Mo2NiB2형 소결 경질 합금에 Cr 및 V (이는 복합체의 결정 구조를 평범한 사방정계에서 정방정계로 변화하도록 한다) 를 첨가하여 제조되는, 높은 강도, 우수한 내부식성 및 내열성을 가진 소결 경질 합금을 제안하였다. 또한 높은 경도를 유지하고 높은 강도 및 인성을 가질 수 있는 Mo2NiB2형 소결 경질 합금의 더욱 다양한 연구로부터, 사방정계 및 정방정계 구조를 갖는 어떠한 복합체 붕화물에 있어서 경질 합금내 Mn 을 함유함으로써 파괴 인성의 감소 없이 내부식성 및 내열성을 유지하면서 강도 및 경도를 증가시킬 가능성을 발견하였다. Mn 을 첨가함으로써 미세구조가 괄목할만큼 바뀌고 특히 붕화물의 입자 성장이 억제되어 강도 및 경도 개선에 기여하게 된다. Mn 이 첨가된 합금의 경우에 있어서, 높은 강도를 수득하는 소결 온도 범위가 확장되고 뒤틀림이 거의 없는 모양이 잘 갖추어진 소결체를 수득하고, 그리하여 그물 모양에 가까워지는 과정이 가능하다. 즉, 우수한 내부식성을 가지는 Mo2NiB2형 소결 경질 합금의 경우, 기계적 특성을 개선하기 위해 0.1 ~ 8 % 의 Mn 을 함유할 필요가 있다. Mn 이 0.1 % 미만일 경우에는 기계적 특성이 충분히 개선되지 않는다. 반면에, Mn 을 8 % 를 초과하도록 가하면 붕화물이 조잡해지고 Ni 와 Mn 사이에 금속간 화합물의 생성으로 인해 가로 방향 파열 강도 및 파괴 인성이 감소하게 된다. 따라서, Mn 의 함량은0.1 ~ 8 % 로 제한한다.
경질상은 주로 본 경질 합금의 강도, 즉, 내마모성에 기여한다. 경질상에 함유된 Mo2NiB2형 복합체 붕화물의 양은 사방정계 및 정방정계 구조의 어떠한 경우에도 35 ~ 95 % 가 바람직하다. 복합체 붕화물 양이 35 % 미만인 경우에, 본 경질 합금의 경도는 록웰 (Rockwell) A 스케일로 75 이하이고 내마모성은 감소한다. 반면에, 복합체 붕화물의 양이 95 % 를 초과하는 경우, 붕화물의 분산성이 감소하고 강도의 저하가 현저하다. 따라서, 본 경질 합금 내 복합체 붕화물의 비율은 35 ~ 95 % 로 제한한다.
B 는 본 경질 합금내 경질상으로써 복합체 붕화물을 제조하기 위한 필수 원소이고 경질 합금 내에 3 ~ 7.5 % 가 함유된다. B 함량이 3 % 미만인 경우, 구조내 경질상의 비율이 35 % 로 떨어지기 때문에 복합체 붕화물의 양은 감소하고, 내마모성이 감소한다. 반면, 7.5 % 를 초과하는 경우, 경질상의 양은 95 % 를 초과하게 되고 강도는 저하된다. 따라서, 본 경질 합금내 B 의 함량은 3 ~ 7.5 % 로 제한한다.
B 의 경우에서와 같이 Mo 는 복합체 붕화물을 경질상으로써 제조하기 위한 필수 원소이다. Mo 의 일부는 결합상에 용해되며, 이는 합금의 내마모성뿐만 아니라 불화수소산과 같은 환원성 환경에 대한 내부식성도 개선시킨다. 다양한 실험 결과로부터, Mo 가 21.3 % 미만인 경우, 내마모성 및 내부식성이 감소하고 Ni 붕화물 등의 생성때문에 강도 또한 감소한다. 반면, Mo 함량이 68.3 % 를 초과하는 경우, Mo-Ni 계의 약한 금속간 화합물의 생성으로 인해 강도가 저하된다. 따라서, Mo 의 함량은 합금의 내부식성, 내마모성, 및 강도를 유지하기 위해 21.3 ~ 68.3 % 로 제한한다.
B 및 Mo 의 경우에서와 같이 Ni 는 복합체 붕화물을 제조하기 위한 필수 원소이다. Ni 가 10 % 미만인 경우, 강도가 현저히 저하하는데, 이는 소결시에 액상의 양이 충분하지 않아서 농후한 소결체를 수득할 수 없기 때문이다. 따라서, 합금 조성물의 추가적인 요소로 상기에서 언급한 것 외에 나머지는 10 % 이상의 Ni 이다. 또한, Ni 을 제외한 추가적인 요소의 전체 양이 90 % 를 초과하고 10 % 의 Ni 을 함유하는 것이 불가능하다면, 각 요소의 양은 각각의 허용가능한 중량 퍼센트 범위 내에서 감소시키고 그 나머지는 10 % 이상의 Ni 을 유지하는 것이 당연하다. Ni 은 또한 결합상을 구성하는 주요 원소이다. 본 발명의 소결 경질 합금의 결합상은 본 발명의 소결 경질 합금의 목적을 이루기 위해 필수적인 Ni, Mn 및 Mo, W, Cu, Co, Nb, Zr, Ti, Ta, Hf, Cr, 및 V 중 하나 이상의 원소를 함유하는 합금이며, 여기서 Ni 함량의 양은 40 % 이상이 바람직하고 50 % 이상이 요구된다. 이것은 만일 결합상 내의 Ni 함량이 상기의 수치보다 더 낮으면, 복합체 붕화물의 결합력, Ni 결합상의 강도, 및 최종적으로는 소결 경질 합금의 강도가 감소하기 때문이다. 따라서, Ni 기재 매트릭스의 결합상 내의 Ni 함량은 40 % 이상으로 제한한다.
W 는 복합체 붕화물 내의 Mo 및 부분을 주로 대체하고, 이는 합금의 내마모성을 개선시킨다. 또한, W 의 일부는 결합상에 용해하고 복합체 붕화물의 입자 성장의 억제로 인해 강도를 개선시키나 0.1 % 미만의 W 는 이러한 효과를 나타낼수 없다. 반면, 30 % 를 초과하는 W 또한 적합한 추가량과 비교하여 특성의 개선을 제공할 수 없으며 생성물의 비중 및 중량에 증가를 가져온다. 따라서, W 의 함량은 0.1 ~ 30 % 로 제한한다.
Cu 는 주로 Ni 기재의 매트릭스의 결합상에 용해되고, 이는 또한 본 발명의 경질 합금의 내부식성의 개선을 나타낸다. 이 효과는 Cu 가 0.1 % 미만일 경우에는 관찰될 수 없으나 5 % 를 초과하는 경우에는 기계적 특성이 저하된다. 그러므로, 본 발명의 경질 합금에 Cu 를 추가할 경우에, 그 함량은 0.1 ~ 5 % 로 제한한다.
Co 는 본 발명의 경질 합금의 붕화물 및 Ni 기재 매트릭스의 결합상과 같은 2 상 모두에 용해되고, 이는 고온에서의 강도 및 본 경질 합금의 내산화성의 개선을 나타낸다. 이 효과는 Co 가 0.2 % 미만인 경우에는 관찰될 수 없다. 반면에, Co 가 10 % 를 초과하는 경우에는 적합한 첨가량과 비교하여 특성의 추가적인 개선이 관찰될 수 없으며 과도한 첨가는 재료 비용의 증가를 초래한다. 그러므로, Co 의 첨가량은 0.2 ~ 10 % 로 제한한다.
본 발명의 경질 합금에 Nb 를 추가하는 경우에 있어, Nb 는 복합체 붕화물에 용해되며 Nb 의 일부는 붕화물 등을 생성하고, 이는 경도의 증가를 가져온다. 또한, Nb 는 결합상에 용해하고, 소결하는 동안 붕화물 크기가 조잡해지는 것을 억제하며, 강도 뿐만 아니라 합금의 내부식성의 개선에도 영향을 미친다. 이러한 효과는 Nb 가 0.2 % 미만인 경우에는 관찰할 수 없다. 반면에, 10 % 를 초과하는 Nb 를 첨가하는 경우에는 적합한 첨가량과 비교하여 추가적인 특성의 개선을 관찰할 수 없으며, 과도한 첨가는 재료 비용의 증가를 초래한다. 다른 붕화물 등의 양이 증가하기 때문에 강도 또한 감소한다. 그러므로, Nb 의 첨가량은 0.2 ~ 10 % 로 제한된다. 본 발명의 경질 합금에 Zr, Ti, Ta, 및 Hf 를 첨가하는 것은 Nb 와 유사한 효과를 나타낸다. 또한, Zr 및 Ti 는 특히 용융 금속 (아연 및 알루미늄 등) 에 대한 내부식성의 개선에 영향을 미치며, Ta 는 질산 등과 같은 산화 환경에 대한 내부식성의 개선에 영향을 미치고, Hf 는 고온에서의 특성의 개선에 영향을 미친다. 그러나, 전체적으로, 이러한 원소들은 값이 비싸서 이들을 사용하는 것은 비용의 증가를 초래한다. 이들 원소들은 각각 개별적으로 뿐만이 아니라 2 개 이상이 동시에 첨가될 수 있다. 따라서, 이들 원소의 첨가량은 Nb, Zr, Ti, Ta, 및 Hf 중의 하나 이상의 전체의 0.2 ~ 10 % 로 제한한다.
Cr 및 V 는 Ni 를 대체하고 복합체 붕화물에 용해되며 이들은 복합체 붕화물의 결정 구조를 정방정계 구조로 안정화시키는 효과를 갖는다. 추가의 Cr 및 V 는 또한 Ni 기재 매트릭스의 결합상에 용해하며 경질 합금의 내부식성, 내마모성, 고온 특성, 및 기계적 특성을 많은 정도로 개선시킨다. Cr 또는 V 중 하나, 또는 이들 모두의 전체 함량이 0.1 % 미만인 경우, 그 효과는 거의 관찰되지 않는다. 반면, 30 % 를 초과하는 경우, Cr5B3등과 같은 붕화물이 생성되어 강도가 감소한다. 따라서, Cr 또는 V 중 하나, 또는 이들 모두의 함량의 전체량은 0.1 ~ 35 % 로 제한된다.
또한, 본 발명의 경질 합금의 제조 과정 중에 도입된 아주 적은 양의 피할 수 없는 불순물 (Fe, Si, Al, Mg, P, S, N, O, 및 C 등) 또는 다른 원소 (희토류 원소 등) 를 본 발명의 소결 경질 합금의 목적 및 효과를 손실하지 않는 함량으로 함유하는 것은 문제가 없다는 것은 당연하다.
본 발명의 소결 경질 합금은 금속 및/또는 합금 분말을 혼합하고 진동 볼 밀 등으로 유기 용매 내에서 가루로 만들고 나서 건조시키고, 과립화하고, 소결 경질 합금의 목적 및 효과를 수득하기 위한 모양으로 형성시킨후, 진공, 환원 가스, 또는 비활성 가스 등과 같은 비산화성 대기에서 소결되는 액상에 의해 제조되는데, 여기서 금속 및/또는 합금 분말은 Ni, Mo, 및 Mn 의 3 개의 필수 원소의 금속 분말 또는 이들 3 개의 원소 중 2 개 이상으로 이루어진 합금 분말, 및 B 의 단일 물질 분말 또는 하나 이상의 선택된 필수 원소와 함께 합금 분말을 함유하는 B 를 함유한다. 적합하게 선택되고 Ni, Mo, 및 Mn 과 같은 3 개의 필수 원소에 추가하여 합금에 따라 첨가된 Cr, V, W, Cu, Co, Nb, Zr, Ti, Ta, 및 Hf 를 첨가하는 경우에, 이들이 상기에서 언급한 3 개의 필수 원소의 경우에서와 같이 동일한 분말 형태를 취할 수 있음은 당연하다. 소결하는 동안 상기에서 언급한 조물질의 분말의 반응에 의해 본 발명의 경질 합금의 경질상으로써 복합체 붕화물이 형성되었다 할지라도, 용광로에서 Mo 및 Ni 의 붕화물 또는 B 의 단일 물질 분말 및 Mo 및 Ni 의 금속 분말과의 선행 반응, 그 후, 결합상의 조성물로서의 Ni 및 Mo 의 금속 분말 및 적합한 양의 Mn 금속 분말을 가하여 Mo2NiB2형 복합체 붕화물을 또한 제조할 수 있다. 또한, 상기에서 언급한 복합체 붕화물에서 부분적으로 Mo 를 대신하여 W, Nb, Zr, Ti, Ta, 또는 Hf 중 하나 이상으로 대체하고 부분적으로 Ni 를 대신하여 Co, Cr, 또는 V 중 하나 이상으로 대체하고, 그 후, Ni 등과 같은 금속 분말과 함께 적당한 양의 Mn 의 금속 분말을 첨가하여 그 조성물이 결합상과 동일하도록 조절함으로써 복합체 붕화물을 제조하는 것은 문제가 없다는 것도 당연하다. 본 발명의 경질 합금을 혼합하고 분쇄하는 것이 진동 볼 밀 등을 사용하여 유기 용매 내에서 수행된다 할지라도, 소결하는 동안 매끄럽고 충분하게 붕화물의 형성 반응을 수행하기 위해 진동 볼 밀에 의해 분쇄된 분말의 평균 입자 크기는 0.2 ~ 5㎛ 가 바람직하다. 분쇄 후 0.2 ㎛ 미만인 경우, 크기 정제에 의한 개선 효과가 작으며 분쇄 시간의 연장이 요구된다. 반면, 5 ㎛ 를 초과하는 경우, 붕화물의 형성 반응은 매끄럽게 진행될 수 없고, 소결체내 경질상의 입자 크기는 더 커지며, 가로 방향 파열 강도는 감소한다. 합금의 조성이 다양한 본 경질 합금의 액상 소결은 통상 5 ~ 90 분동안 1423 ~ 1673 K 에서 실시된다. 1423 K 미만인 경우, 소결에 의한 농후화가 충분하게 진행될 수 없다. 반면, 1673 K 를 초과하는 경우, 과도한 양의 액상이 생성되고 소결체의 뒤틀림이 뚜렷하다. 따라서, 최종 소결 온도는 1423 ~ 1673 K 로 제한된다. 1448 ~ 1648 K 가 바람직하다. 통상, 소결 동안의 가열 속도는 0.5 ~ 60 K/분이며, 0.5 K/분보다 더 느릴 경우, 적합한 가열 온도에 도달하는데 필요한 시간이 연장된다. 반면, 60 K/분보다 더 빠를 경우, 소결 용광로의 온도 제어가 매우 어렵다. 따라서, 소결하는 동안 가열 속도는 0.5 ~ 60 K/분으로 제한되며, 1 ~ 30 K/분이 바람직하다. 본 발명의 소결 경질 합금은 또한 정상적인 소결 방법뿐만 아니라 열압 소결 (hot press sintering), 열평형 가압 (hot isostatic pressing), 및 내열 소결 (resistant heating sintering) 등과 같은 그 밖의 다른 소결 방법에 의해 제조될 수 있다.
본 발명은 표 1 ~ 32 의 실시예 및 비교예로 더 상세하게 설명된다.
표 1 에 나타낸 붕화물의 분말 및 표 2 에 나타낸 순금속 분말을 재료로 사용하고, 이들 분말을 표 3 ~ 17 에 나타낸 조성물로서 표 18 ~ 32 에 나타낸 바와 같은 화합물의 비율로 혼합하고, 그후 진동 볼 밀로 30 시간 동안 아세톤 내에서 혼합 및 분쇄를 시행한다. 볼 분쇄 후 분말을 건조시키고 과립화하고 나서, 수득된 미세 분말을 녹색의 압축분으로 압축한 다음, 1473 ~ 1633 K 에서 30 분동안 소결한다. 소결중의 가열 속도는 10 K/분이다.
표 33 ~ 47 은 실시예 및 비교예에서 나타낸 본 발명의 조성물과 소결 경질 합금을 소결한 후의 시험 샘플에 대하여 SEPB 방법에 의해 기계적 특성으로써 구조내 경질상 (복합체 붕화물) 의 중량 백분율, 가로 방향 파열 강도, 경도, 및 파괴 인성의 측정 결과를 나타낸다. 구조내 경질 상의 백분율은 이미지 분석기에 의해 정량적으로 측정된다.
모든 실시예 1 ~ 84 는 표 33 ~ 47 의 비교예 1~ 44 와 비교하여 우수한 기계적 특성, 특히, 높은 경도 및 뛰어난 가로 방향 파열 강도 및 파괴 인성을 나타내는 것으로 알려졌다. 실시예 1 ~ 10 은 청구항 2 에서 청구한 범위 안에서 본 발명의 소결 경질 합금을 제조하기 위해 B, Mo, Mn, 및 Ni 와 같은 4 가지 필수 원소와 다양하게 복합된 합금이다. 실시예 1 및 2 모두 B 및 Mo 각각의 함량이 더 낮은 한계에 있기 때문에, 경도는 조금 더 낮은 수치를 나타내지만 이들은 절단 가능성의 이점, 매우 높은 파괴 인성, 및 우수한 내충격성을 가지는 합금이다. 실시예 7 및 8 은 또한 B 및 Mo 각각의 함량이 더 높은 한계에 있으므로, 이들은 높은 경도 및 우수한 내마모성을 갖는 합금이다.
실시예 11 ~ 15 는 기본 조성물로서 5.5 %의 B, 50 %의 Mo, 4.5 %의 Mn, 40 %의 Ni (%:중량 퍼센트)를, 추가로 청구항 3 ~ 17 에 기술된 범위 내에서 개별적으로 및 동시에 Mo 및 Cu 대신 대체된 W 및 Nb, 그리고 Ni 대신 대체된 Co 를 가지는 합금이다. W 및 Nb 는 합금의 강도, 특히 경도를 증가시키고 실시예 11 ~ 13 및 14 ~ 16 에서 나타낸 바와 같이 내마모성을 개선시킨다. Cu 는 실시예 20 ~ 22 에서 나타낸 바와 같이 파괴 인성을 증가시키며 Co 는 실시예 23 ~ 25 에서 나타낸 바와 같이 가로 방향 파열 강도를 증가시키고 합금의 질 및 수명을 개선시킨다. 각 원소의 첨가 효과는 상기에서 언급한 원소의 복합적인 첨가에 의해 유지될 수 있음을 실시예 17 ~ 19 또는 26 ~ 28 등의 결과로부터 알게 되었다. 실시예에서 나타낸 실온에서의 기계적 특성에 추가하여, W, Nb, 및 Cu 를 첨가한 합금제조는 또한 내부식성의 개선을 가져오고, Co 를 첨가한 합금제조는 고온에서의 가로 방향 파열 강도 및 내산화성의 개선을 가져온다.
실시예 56 ~ 62 는 청구된 범위 내에서 청구항 18 에 기술된 Ta, Ti, Zr, 및 Hf 와 같은 원소 중 하나 이상이 추가된 합금이다. 이 원소의 어떠한 것이라도 합금의 경도를 증가시키는 효과를 나타낸다. 기계적 특성에 더하여, 각각 Ta 는 질산 용액에 대해 내부식성의 개선을 나타내고, Ti 및 Zr 은 용융 알루미늄에 대해 내부식성의 개선을 보이며, Hf 는 고온에서의 가로 방향 파열 강도의 개선이 인지되었다.
실시예 63 ~ 81 은 청구항 21 ~ 23 에 기술된 Cr 및 V 가 첨가된 합금이다. Cr 및 V 와의 합금은 실시예 63 ~ 66 및 75 ~ 78 에서 나타난 바와 같이 경도 및가로 방향 파열 강도의 뚜렷한 개선을 보이는데, 이는 복합체 붕화물의 일부 또는 전체가 그 결정 구조를 사방정계에서 정방정계로 바꾸기 때문이다. Cr 은 또한 내부식성 및 내산화성의 개선을 나타내고 V 는 고온에서의 경도의 개선을 나타낸다.
실시예 82 ~ 84 는 청구항 24 에 기술된 결합상 내 Ni 의 비율이 청구 범위의 최저 한계로서 40 % 인 합금이다. 이는 Ni-Mo 와 같은 어떠한 약한 금속간 화합물도 침전하지 않기 때문에 우수한 기계적 특성을 나타낸다.
반면에, 비교예 1 은 청구항 2 에 기술된 B 의 함량이 최저 한계 미만인 합금이며, 73.2 HRA 와 같은 더 낮은 경도 때문에 내마모성이 낮다. 금속 결합상의 양이 많기 때문에, 소결체의 뒤틀림은 그물 비슷한 모양으로 소결하는데 어려움이 있다.
비교예 2 는 청구항 2 에 기술된 B 의 함량이 최고 한계를 초과하는 합금이다. 합금의 경도가 높다 할지라도, 금속 결합상의 양이 적기 때문에 소결체내에 기공이 남으며 가로 방향 파열 강도 및 파괴 인성 둘다 더 낮은 수치를 나타낸다.
비교예 3 및 4 는 청구항 2 에 기술된 Mo 함량의 범위를 벗어나는 합금이다. 비교예 3 에 나타낸 바와 같이 Mo 가 더 낮은 양인 경우, 과도한 양의 Ni-B 간 붕화물이 침전하고, 비교예 4 에 나타난 바와 같이 Mo 가 더 높은 양인 경우, 많은 양의 Ni-Mo 사이의 금속간 화합물이 침전하므로 가로 방향 파열 강도 및 파괴 인성이 감소한다.
비교예 5 및 6 은 청구항 2 에 기술된 Mn 함량의 범위를 벗어나는 조성을 가진다. 비교예 5 의 더 낮은 양의 Mn 인 경우, 경도 및 가로 방향 파열 강도의 개선이 관찰되지 않고, 비교예 6 의 더 많은 양의 Mn 인 경우, 복합체 붕화물의 조잡화 및 Ni-Mn 사이의 금속간 화합물의 형성으로 인해 기계적 특성이 저하된다.
비교예 7 ~ 36 은 청구항 3 ~ 17 에 기술된 청구 범위를 벗어나는 W, Nb, Cu, 및 Co 의 조성을 가지는 합금이다. 비교예 7, 9, 13, 및 15 와 같이 각 원소의 첨가량이 청구된 최저 한계 미만인 경우, W 및 Nb 의 첨가로 기대되는 바와 같은 경도 및 가로 방향 파열 강도의 개선 효과, Co 의 첨가로 기대되는 가로 방향 파열 강도의 개선, 및 Cu 의 첨가로 기대되는 바의 파괴 인성의 개선이 관찰되지 않는다. 비교예 11, 17, 및 23 에 나타난 바와 같이 각 원소의 청구된 첨가량 미만인 원소를 2 개 이상 동시에 첨가함으로써 기계적 특성의 개선을 관찰할 수 없다. 비교예 8, 10, 12, 및 14 에 나타난 바와 같이 각 원소의 청구된 첨가량의 최고 한계를 초과하는 합금의 경우, Cu 는 경도를 감소시키고, W, Nb, 및 Co 는 첨가량에 의해 기대되는 바의 특성의 개선 효과를 제공할 수 없으며, W 는 합금의 비중을 증가시키고, Nb 및 Co 는 분말의 가격을 증가시킨다.
비교예 37 ~ 42 는 청구항 21 ~ 23 에 기술된 Cr 및 V 의 청구 범위를 벗어나는 합금이다. 비교예 37, 39, 및 41 에 나타난 바와 같이 개별적 및 동시에 첨가된 원소의 청구된 첨가량의 최저 한계 미만인 합금의 경우, 경도 및 가로 방향 파열 강도의 개선을 관찰할 수 없다. 비교예 38, 40, 및 42 에서 나타난 바와 같이 원소의 청구된 첨가량의 최고 한계를 초과하는 경우, 가로 방향 파열 강도가감소하는 것을 관찰할 수 있다.
비교예 43 및 44 는 청구항 24 에 기술된 결합상 내의 Ni 비율이 40 % 미만인 합금이다. 2 개의 실시예는 가로 방향 파열 강도 및 파괴 인성의 감소를 일으키는데, 이는 구조내에 많은 양의 약한 금속간 화합물이 침전하기 때문이다.
상기에서 설명한 바와 같이, Mo2NiB2형 복합체 붕화물 및 본 발명의 Ni 기재 매트릭스의 결합상을 함유하는 소결 경질 합금은 Mn 을 함유하기 때문에 우수한 내부식성 및 고온에서의 특성을 유지하며 높은 경도 및 매우 높은 가로 방향 파열 강도 및 파괴 인성을 나타내는 합금이다. 이는 절단 도구, 커터, 단조대, 열형성 도구 및 온형성 도구, 롤 재료, 기계적 밀봉 등과 같은 펌프 부분 등의 고강도 내마모성 물질로서의 광범위한 용도에 적용될 수 있다.

Claims (60)

  1. 삭제
  2. 삭제
  3. 삭제
  4. 삭제
  5. 삭제
  6. 삭제
  7. 삭제
  8. 삭제
  9. 삭제
  10. 삭제
  11. 삭제
  12. 삭제
  13. 삭제
  14. 삭제
  15. 삭제
  16. 삭제
  17. 삭제
  18. 삭제
  19. 삭제
  20. 삭제
  21. 삭제
  22. 삭제
  23. 삭제
  24. 삭제
  25. 높은 강도, 높은 인성, 및 높은 내부식성을 가진 소결 경질 합금으로서, 35 ~ 95 중량 % (이하, % 는 중량 퍼센트) 의 Mo2NiB2형 복합체 붕화물을 주로 함유하는 경질상을 포함하고 나머지로서 상기 경질상을 결합하는 Ni 기재 매트릭스의 결합상을 포함하며, 전체 조성물에 대해 0.1 ~ 8 % 의 Mn 을 함유하는 소결 경질 합금.
  26. 제 25 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금이 3 ~ 7.5 % 의 B, 21.3 ~ 68.3 % 의 Mo, 0.1 ~ 8 % 의 Mn, 및 나머지로서 10 % 이상의 Ni 를 함유하는 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  27. 제 25 항에 있어서, 상기의 소결 경질 합금에 함유된 Mo 함량의 일부가 0.1 ~ 30 % 의 W 으로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  28. 제 25 항에 있어서, 상기의 소결 경질 합금에 함유된 Mo 함량의 일부가 0.2 ~ 10 % 의 Nb 로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  29. 제 25 항에 있어서, 상기의 소결 경질 합금 내에 함유된 Mo 함량의 일부가 0.3 ~ 40 % 의 W 및 Nb 로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  30. 제 25 항에 있어서, 상기의 소결 경질 합금 내에 함유된 Ni 함량의 일부가 0.1 ~ 5 % 의 Cu 로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  31. 제 25 항에 있어서, 상기의 소결 경질 합금 내에 함유된 Ni 의 함량의 일부가 0.2 ~ 10 % 의 Co 로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  32. 제 25 항에 있어서, 상기의 소결 경질 합금 내에 함유된 Ni 의 함량의 일부가 0.3 ~ 15 % 의 Cu 및 Co 로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  33. 제 25 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금 내에 함유된 Mo 함량의 일부가 0.1 ~ 30 % 의 W 로 대체되고 Ni 함량의 일부가 0.1 ~ 5 % 의 Cu 로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  34. 제 25 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금 내에 함유된 Mo 함량의 일부가 0.1 ~ 30 % 의 W 로 대체되고 Ni 함량의 일부가 0.2 ~ 10 % 의 Co 로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  35. 제 25 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금 내에 함유된 Mo 의 함량의 일부가 0.1 ~ 30 % 의 W 로 대체되고 Ni 함량의 일부가 0.3 ~ 15 % 의 Cu 및 Co 로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  36. 제 25 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금 내에 함유된 Mo 함량의 일부가 0.2 ~ 10 % 의 Nb 로 대체되고 Ni 함량의 일부가 0.1 ~ 5 % 의 Cu 로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  37. 제 25 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금 내에 함유된 Mo 의 함량의 일부가 0.2 ~ 10 % 의 Nb 로 대체되고 Ni 함량의 일부가 0.2 ~ 10 % 의 Co 로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  38. 제 25 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금 내에 함유된 Mo 함량의 일부가 0.2 ~ 10 % 의 Nb 로 대체되고 Ni 함량의 일부가 0.3 ~ 15 % 의 Cu 및 Co 로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  39. 제 25 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금 내에 함유된 Mo 함량의 일부가 0.3 ~ 40 % 의 W 및 Nb 로 대체되고 Ni 함량의 일부가 0.1 ~ 5 % 의 Cu 로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  40. 제 25 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금 내에 함유된 Mo 함량의 일부가 0.3 ~ 40 % 의 W 및 Nb 로 대체되고 Ni 함량의 일부가 0.2 ~ 10 % 의 Co 로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  41. 제 25 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금 내에 함유된 Mo 함량의 일부가 0.3 ~ 40 % 의 W 및 Nb 로 대체되고 Ni 함량의 일부가 0.3 ~ 15 % 의 Cu 및 Co 로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  42. 제 28 항, 제 29 항 및 제 36 항 내지 제 41 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금 내에 함유된 Nb 의 일부 또는 전체가 Zr, Ti, Ta, 및 Hf 에서 선택된 하나 또는 둘 이상의 형태로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  43. 제 25 항 내지 제 41 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금 내에 함유된 Ni 함량의 일부가 Cr 로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  44. 제 42 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금 내에 함유된 Ni 함량의 일부가 Cr 로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  45. 제 43 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금 내에 함유된 Cr 의 일부 또는 전체가 V 로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  46. 제 44 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금 내에 함유된 Cr 의 일부 또는 전체가 V 로 대체된 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  47. 제 43 항에 있어서, 상기에서 언급한 Cr 의 함량이 0.1 ~ 35 % 인 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  48. 제 44 항에 있어서, 상기에서 언급한 Cr 의 함량이 0.1 ~ 35 % 인 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  49. 제 45 항에 있어서, 상기에서 언급한 Cr 의 함량이 0.1 ~ 35 % 인 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  50. 제 45 항에 있어서, 상기에서 언급한 V 의 함량이 0.1 ~ 35 % 인 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  51. 제 45 항에 있어서, 상기에서 언급한 Cr 및 V 둘 모두의 전체 함량이 0.1 ~ 35 % 인 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  52. 제 25 항 내지 제 41 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금의 결합상 내 Ni 의 비율이 40 % 이상인 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  53. 제 42 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금의 결합상 내 Ni 의 비율이 40 % 이상인 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  54. 제 43 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금의 결합상 내 Ni 의 비율이 40 % 이상인 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  55. 제 44 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금의 결합상 내 Ni 의 비율이 40 % 이상인 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  56. 제 45 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금의 결합상 내 Ni 의 비율이 40 % 이상인 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  57. 제 47 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금의 결합상 내 Ni 의 비율이 40 % 이상인 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  58. 제 49 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금의 결합상 내 Ni 의 비율이 40 % 이상인 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  59. 제 50 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금의 결합상 내 Ni 의 비율이 40 % 이상인 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
  60. 제 51 항에 있어서, 상기 소결 경질 합금의 결합상 내 Ni 의 비율이 40 % 이상인 것을 특징으로 하는 소결 경질 합금.
KR10-1999-7000932A 1996-08-06 1997-08-05 소결 경질 합금 KR100436327B1 (ko)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP96-221825 1996-08-06
JP22182596 1996-08-06

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20000029801A KR20000029801A (ko) 2000-05-25
KR100436327B1 true KR100436327B1 (ko) 2004-06-18

Family

ID=16772787

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR10-1999-7000932A KR100436327B1 (ko) 1996-08-06 1997-08-05 소결 경질 합금

Country Status (9)

Country Link
US (1) US6030429A (ko)
EP (1) EP0918097B1 (ko)
JP (1) JP3717525B2 (ko)
KR (1) KR100436327B1 (ko)
CN (1) CN1076053C (ko)
AU (1) AU3709497A (ko)
CA (1) CA2263173C (ko)
DE (1) DE69734515T2 (ko)
WO (1) WO1998005802A1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104630591A (zh) * 2015-01-29 2015-05-20 南京航空航天大学 一种长条状三元硼化物增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷及其制备方法

Families Citing this family (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AU4543899A (en) * 1998-06-08 1999-12-30 Advanced Medicine, Inc. Multibinding inhibitors of microsomal triglyceride transferase protein
DE10117657B4 (de) * 2001-04-09 2011-06-09 Widia Gmbh Komplex-Borid-Cermet-Körper und Verwendung dieses Körpers
JP4976626B2 (ja) * 2001-08-16 2012-07-18 東洋鋼鈑株式会社 焼結合金材料、その製造方法、およびそれらを用いた機械構造部材
US6921422B2 (en) * 2002-10-29 2005-07-26 Iowa State University Research Foundation, Inc. Ductile binder phase for use with A1MgB14 and other hard materials
US20040110867A1 (en) * 2002-12-06 2004-06-10 Eastman Kodak Company Aqueous pigmented ink formulation containing polymer-encapsulated pigments, binder and smectite clay particles
CN100427245C (zh) * 2006-08-28 2008-10-22 苏州江钻新锐硬质合金有限公司 超细硬质合金制造过程中粉料氧含量的控制方法
US9228253B2 (en) * 2009-03-10 2016-01-05 Toyo Kohan Co., Ltd. Highly corrosion-resistant and wear-resistant member with thermal sprayed layer formed thereon and thermal-sprayed layer forming powder for forming the same
CN102191393A (zh) * 2010-03-18 2011-09-21 中国科学院上海硅酸盐研究所 一种钼镍硼三元硼化物基硬质合金的制备方法
WO2012023265A1 (ja) * 2010-08-18 2012-02-23 東洋鋼鈑株式会社 熱中性子遮蔽材料及びその製造方法
CN102061419B (zh) * 2010-12-20 2012-10-17 中南大学 一种采用Co-Cu作为粘结相的硬质合金材料及其制备方法
JP2014141691A (ja) * 2011-03-30 2014-08-07 Toyo Kohan Co Ltd 硬質焼結合金
CN102534335A (zh) * 2012-01-17 2012-07-04 四川大学 稀土合金粉末改性的Ti(C,N)基金属陶瓷及其制备方法
CN103866173B (zh) * 2014-03-06 2016-08-17 西安交通大学 一种用于采煤机的截齿刀头的硬质合金材料及其制备方法
CN105296835B (zh) * 2014-06-06 2017-07-28 安泰科技股份有限公司 一种镍基合金作粘结相的Mo2NiB2基金属陶瓷及其制备方法
CN104451323A (zh) * 2014-11-04 2015-03-25 无锡贺邦金属制品有限公司 一种硬质合金冲压件
WO2016099390A1 (en) * 2014-12-17 2016-06-23 Uddeholms Ab A wear resistant alloy
CN106399799B (zh) * 2016-11-28 2018-01-12 郝家怡 数学高精度量具加工装置
CN106868377B (zh) * 2017-03-08 2018-08-28 广东博杰特新材料科技有限公司 高强度钼镍硼三元硼化物材料及其制作制备方法
CN112080678B (zh) * 2020-09-15 2021-12-21 广东博杰特新材料科技有限公司 三元硼化物合金螺杆材料及其生产工艺
CN112195389B (zh) * 2020-10-10 2021-12-17 广东博杰特新材料科技有限公司 3D打印三元硼化物Mo2FeB2合金粉及其生产工艺
CN112111684B (zh) * 2020-10-10 2021-11-30 广东博杰特新材料科技有限公司 3D打印三元硼化物Mo2NiB2合金粉末及其生产工艺
CN112893844B (zh) * 2021-01-15 2022-08-30 中国矿业大学 一种钢基MoNiB金属陶瓷螺杆的制备方法
CN112893842B (zh) * 2021-01-15 2022-08-30 中国矿业大学 一种钢基MoFeB金属陶瓷螺杆的制备方法
CN113005319B (zh) * 2021-02-22 2023-01-20 深圳羽动创新科技有限公司 一种金属陶瓷耐磨材料及其制备方法
CN114318060A (zh) * 2021-03-22 2022-04-12 武汉钜能科技有限责任公司 耐腐蚀金属陶瓷粉及应用和耐腐蚀金属陶瓷

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6057499A (ja) * 1983-09-07 1985-04-03 松下電器産業株式会社 路線バス車輌内運行表示方法
JP2668955B2 (ja) * 1988-07-08 1997-10-27 旭硝子株式会社 複硼化物基焼結体及びその製造方法
JPH0338328A (ja) * 1989-07-05 1991-02-19 Toagosei Chem Ind Co Ltd 建築用ハニカムパネル
JP2660455B2 (ja) * 1991-02-08 1997-10-08 東洋鋼鈑株式会社 耐熱硬質焼結合金
JPH055889A (ja) * 1991-06-27 1993-01-14 Showa Denko Kk 液晶素子
JP2631791B2 (ja) * 1992-01-30 1997-07-16 東洋鋼鈑株式会社 高耐食性高強度硬質焼結合金
JPH05320816A (ja) * 1992-05-19 1993-12-07 Asahi Glass Co Ltd 複合材料
JP3025601B2 (ja) * 1993-04-28 2000-03-27 旭硝子株式会社 鍛造加工用金型およびその製造方法
JPH0768600A (ja) * 1993-09-03 1995-03-14 Three Bond Co Ltd 射出成形用金型
JP3603318B2 (ja) * 1993-12-10 2004-12-22 旭硝子株式会社 複硼化物系焼結合金

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104630591A (zh) * 2015-01-29 2015-05-20 南京航空航天大学 一种长条状三元硼化物增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷及其制备方法
CN104630591B (zh) * 2015-01-29 2016-12-07 南京航空航天大学 一种长条状三元硼化物增强增韧的Ti(C,N)基金属陶瓷及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN1076053C (zh) 2001-12-12
CN1227612A (zh) 1999-09-01
EP0918097A4 (en) 2004-04-21
CA2263173A1 (en) 1998-02-12
EP0918097B1 (en) 2005-11-02
EP0918097A1 (en) 1999-05-26
US6030429A (en) 2000-02-29
AU3709497A (en) 1998-02-25
JP3717525B2 (ja) 2005-11-16
DE69734515T2 (de) 2006-08-10
WO1998005802A1 (fr) 1998-02-12
KR20000029801A (ko) 2000-05-25
DE69734515D1 (de) 2005-12-08
CA2263173C (en) 2004-11-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100436327B1 (ko) 소결 경질 합금
KR102079325B1 (ko) 보편적 유용성을 갖는 FeNi 결합제
WO2010008004A1 (ja) 硬質粉末、硬質粉末の製造方法および焼結硬質合金
JPH055152A (ja) 耐熱硬質焼結合金
Murakami et al. Microstructure of Nb–Al powders consolidated by spark plasma sintering process
US20040079191A1 (en) Hard alloy and W-based composite carbide powder used as starting material
US5022919A (en) Complex boride cermets and processes for their production
JPS6112847A (ja) 微細な炭化タングステン粒子を含有する超硬合金
EP3814542B1 (en) Cemented carbide with alternative binder
JP2001303233A (ja) 溶融金属に対する耐食性に優れた溶融金属用部材およびその製造方法
JP2001089823A (ja) 複硼化物系硬質焼結合金及びその合金を用いた樹脂加工機械用スクリュー
JP4282298B2 (ja) 超微粒超硬合金
JP2001329331A (ja) 高硬度高靱性超硬合金及びその製法
JPH073357A (ja) 高硬度で耐酸化性に優れた超硬合金
JPH0598384A (ja) 高強度および高硬度を有する炭化タングステン基超硬合金
JPS6176646A (ja) 炭化タングステン基超硬合金
JP2004263251A (ja) ７ａ族元素含有超硬合金
JP2631791B2 (ja) 高耐食性高強度硬質焼結合金
JPH10130771A (ja) 耐摩耗性硬質焼結合金
JPH0892602A (ja) ＴｉＡｌ金属間化合物粉末およびその焼結体
JP2999355B2 (ja) 低熱膨張率強靱サーメットの製造法
JPH08143987A (ja) 板状晶ｗｃ含有超硬合金の製造方法
JPH06340941A (ja) ナノ相複合硬質材料とその製造方法
JPS63143236A (ja) 複硼化物焼結体
JP2005068479A (ja) ホウ素含有超硬合金

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20130415

Year of fee payment: 10

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140523

Year of fee payment: 11

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150601

Year of fee payment: 12

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160527

Year of fee payment: 13

LAPS Lapse due to unpaid annual fee