JPH0222121B2 - - Google Patents
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- JPH0222121B2 JPH0222121B2 JP60260173A JP26017385A JPH0222121B2 JP H0222121 B2 JPH0222121 B2 JP H0222121B2 JP 60260173 A JP60260173 A JP 60260173A JP 26017385 A JP26017385 A JP 26017385A JP H0222121 B2 JPH0222121 B2 JP H0222121B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- powder
- less
- particle size
- average particle
- sintering
- Prior art date
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- Expired - Lifetime
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- Powder Metallurgy (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は工具鋼焼結部材の製造法に関する。
〔従来の技術〕
JISでSKH、SKDと称される一群の工具鋼の
部材を粉末治金法で製造することは公知である。
なかでも水アトマイズ法によつて作られた不規則
形状の予備合金粉末を焼なまし還元後、プレス、
CIP等で冷間成形して、所望する最終製品と相似
形の形状に成形後、真空又は還元性雰囲気で焼結
する方法は、工具鋼焼結部材の製造法として注目
されている。より具体的に表現すると該製造法は
通常O2含有量5000ppm以下の水アトマイズ不規
則形状粉末を−100meshで分級し、平均粒径50μ
前後とした後、真空中で還元し15000ppm以下の
O2量とし、かつ同処理において焼なまし軟化処
理を行ない、粉末を軟化させ、成形性を向上後、
粉末外皮の酸化物を還元するのに必要な化学量論
値に相応するＣを添加混合後、冷間成形し、以後
焼結する方法である。該方法は添加したＣ、又は
予備合金元素としてあらかじめ粉末中に添加され
たＣから発生するCOガスで粉末の表面酸化物を
還元すること、組成的に焼結時の昇温又は保持段
階で生成する共晶炭化物の部分液相を利用した一
種の液相焼結の２つの作用を利用することによ
り、低酸素で真密度に近い工具鋼焼結部材を製造
することが可能である。 〔発明が解決しようとする問題点〕 然るに前記製造方法において、現状の−
100meshで平均粒径50μ前後の水アトマイズ粉末
を使用した場合、焼結時の共晶炭化物の粗大化と
オーステナイト結晶粒の粗大化が避け難く、金属
組織的に同一材質の溶製法で作つたものより、機
械的性質が劣化する欠点がある。かつ局部的に巨
大な残留空孔が発生する場合があり、信頼性の点
でも溶製材対比不安がある。 〔問題点を解決するための手段〕 本願発明は、以上の２つの欠点を解消する方策
を種々検討の結果、水アトマイズままの粉末を湿
式又は乾式で機械的手法により強制粉砕し、その
平均粒径25μ以下で最大粒を−42μ（−350mesh）
に限定することにより解決できることを見出した
ものである。水アトマイズままで例えば高圧水を
噴射し、本願発明の機械粉砕粉と同等の平均粒
径、並びに最大粒径を限定したものを製造できる
が、この手法では、同様の効果を得ることはでき
ないことも判明した。この理由は定かではない
が、機械粉砕によつて粉末表面に創生面を現出さ
せること、および粉末に歪を付させることが新規
な効果を与える原因と推定される。 また本願発明は機械粉砕をする際、水アトマイ
ズ粉末ままの状態で実施することに特徴がある。
工具鋼粉末の場合、水アトマイズままの急冷凝固
状態において、硬化したマルテンサイト相と残留
オーステナイトとδフエライト、ならびに炭化物
相からなるが、硬化したマルテンサイトの脆性を
利用することで、効果的に粉砕を促進させること
ができる利点がある。 水アトマイズ粉末を焼なましした場合は、マト
リツクスがフエライトとなり、粉砕時にその塑性
変形によつてフレーク化し、後続する冷間成形時
の成形性を著しく減ずる欠点がある。 水アトマイズ粉末ままから機械粉砕後、プレス
成形やCIP（冷間静水圧プレス）成形のように実
質的に粘着剤（バインダー）を必要としない場合
には、粉末が軟らかい必要があり、焼なましを施
して冷間成形を実施するが、押出成形や射出成
形、スリツプキヤストのようにバインダーを使用
する場合は、粉砕後、焼なましを実施せずに冷間
成形を行つても良い。 粉砕後の平均粒径は25μ以下であることが必要
でこれ以上の平均粒径では焼結時の共晶炭化物の
微細化効果が十分でなく、最大粒径が350mesh
（42μ）以上だと、偶発的残留空孔の消失効果が
不十分となる。この際粉砕前の水アトマイズ粉末
の粒径はあまり大きいと、経済的範囲内では粉砕
が困難となる。通常使用される−100meshの粉末
を使用することが望ましい。 〔実施例〕 以下本発明を実施例に基づき説明する。 実施例 １ 重量比でC1.51％、Si0.35％、Mn0.29％、Cr4.2
％、W11.2％、Mo0.5％、V5.1％、Co5.3％、残
部鉄および不可避的不純物からなるAISIT15相
当の高速度鋼水アトマイズ粉末を作成した。この
粉末を−100meshで分級し、O2含有量を測定し
たところ、1900ppmであつた。この粉末から更に
−200mesh、−350meshの２種類の分級粉末を得
た。これら３種類のそれぞれの平均粒径は57、
39、20μであつた。これらの３種類の粉末を900
℃×3hr真空焼なましを実施後、O2含有量は
900ppmに低下した。この後、Ｃ粉末を重量比で
0.12％添加混合した。 またこの他に水アトマイズままの−100meshの
水アトマイズ粉末を乾燥後、アトリツター
（atrittor）で300rpmで3hrの機械粉砕をArガス
雰囲気下で行ない、−350meshで分級した。この
時最大粒径は42μで平均粒径は17μでO2含有量
3800ppmであつた。この機械粉砕粉末にＣ粉末を
0.3％添加後、900℃で3hrの真空焼なましを行つ
た。O2量は1600ppmに低下した。 以上４種類の粉末を6ton／cm2の成形圧で8w×
6t×50にプレス成形後、10-2Torrの真空中で
1235、1245、1255℃の３種類の温度で1hr保持後
炉中放冷した。 焼結後の試験片は860℃×3hrの焼なまし後、
6.5w×5t×50の抗析試験片を削出後、T15の標
準熱処理（1240℃焼入、570℃×1hr×３回焼戻）
を施し、抗折試験を実施した。 さらに水中法で密度を測定した。この結果を第
１表に示す。なお、同表中に30φ溶製材の同一熱
処理条件下の特性測定結果を示した。 平均粒径57μの試料Ａは焼結温度の上昇と共
に、焼結密度は増加し、ともなつて抗折強度と熱
処理硬さが上昇する。しかし、溶製材と対比する
と、最高特性が得られる1255℃焼結でも抗折強度
は、205Kg／mm2で溶製材の63％であり、かつ得ら
れる焼戻硬さもHRC65.8と低い。これは第２図
に示すように共晶炭化物が粗大化し、形状も角形
化すること、あわせてオーステナイト結晶粒度も
粗大化することによる。 このように、従来技術では焼結材は溶製材より
特性的に低いものしか得ることができない。
部材を粉末治金法で製造することは公知である。
なかでも水アトマイズ法によつて作られた不規則
形状の予備合金粉末を焼なまし還元後、プレス、
CIP等で冷間成形して、所望する最終製品と相似
形の形状に成形後、真空又は還元性雰囲気で焼結
する方法は、工具鋼焼結部材の製造法として注目
されている。より具体的に表現すると該製造法は
通常O2含有量5000ppm以下の水アトマイズ不規
則形状粉末を−100meshで分級し、平均粒径50μ
前後とした後、真空中で還元し15000ppm以下の
O2量とし、かつ同処理において焼なまし軟化処
理を行ない、粉末を軟化させ、成形性を向上後、
粉末外皮の酸化物を還元するのに必要な化学量論
値に相応するＣを添加混合後、冷間成形し、以後
焼結する方法である。該方法は添加したＣ、又は
予備合金元素としてあらかじめ粉末中に添加され
たＣから発生するCOガスで粉末の表面酸化物を
還元すること、組成的に焼結時の昇温又は保持段
階で生成する共晶炭化物の部分液相を利用した一
種の液相焼結の２つの作用を利用することによ
り、低酸素で真密度に近い工具鋼焼結部材を製造
することが可能である。 〔発明が解決しようとする問題点〕 然るに前記製造方法において、現状の−
100meshで平均粒径50μ前後の水アトマイズ粉末
を使用した場合、焼結時の共晶炭化物の粗大化と
オーステナイト結晶粒の粗大化が避け難く、金属
組織的に同一材質の溶製法で作つたものより、機
械的性質が劣化する欠点がある。かつ局部的に巨
大な残留空孔が発生する場合があり、信頼性の点
でも溶製材対比不安がある。 〔問題点を解決するための手段〕 本願発明は、以上の２つの欠点を解消する方策
を種々検討の結果、水アトマイズままの粉末を湿
式又は乾式で機械的手法により強制粉砕し、その
平均粒径25μ以下で最大粒を−42μ（−350mesh）
に限定することにより解決できることを見出した
ものである。水アトマイズままで例えば高圧水を
噴射し、本願発明の機械粉砕粉と同等の平均粒
径、並びに最大粒径を限定したものを製造できる
が、この手法では、同様の効果を得ることはでき
ないことも判明した。この理由は定かではない
が、機械粉砕によつて粉末表面に創生面を現出さ
せること、および粉末に歪を付させることが新規
な効果を与える原因と推定される。 また本願発明は機械粉砕をする際、水アトマイ
ズ粉末ままの状態で実施することに特徴がある。
工具鋼粉末の場合、水アトマイズままの急冷凝固
状態において、硬化したマルテンサイト相と残留
オーステナイトとδフエライト、ならびに炭化物
相からなるが、硬化したマルテンサイトの脆性を
利用することで、効果的に粉砕を促進させること
ができる利点がある。 水アトマイズ粉末を焼なましした場合は、マト
リツクスがフエライトとなり、粉砕時にその塑性
変形によつてフレーク化し、後続する冷間成形時
の成形性を著しく減ずる欠点がある。 水アトマイズ粉末ままから機械粉砕後、プレス
成形やCIP（冷間静水圧プレス）成形のように実
質的に粘着剤（バインダー）を必要としない場合
には、粉末が軟らかい必要があり、焼なましを施
して冷間成形を実施するが、押出成形や射出成
形、スリツプキヤストのようにバインダーを使用
する場合は、粉砕後、焼なましを実施せずに冷間
成形を行つても良い。 粉砕後の平均粒径は25μ以下であることが必要
でこれ以上の平均粒径では焼結時の共晶炭化物の
微細化効果が十分でなく、最大粒径が350mesh
（42μ）以上だと、偶発的残留空孔の消失効果が
不十分となる。この際粉砕前の水アトマイズ粉末
の粒径はあまり大きいと、経済的範囲内では粉砕
が困難となる。通常使用される−100meshの粉末
を使用することが望ましい。 〔実施例〕 以下本発明を実施例に基づき説明する。 実施例 １ 重量比でC1.51％、Si0.35％、Mn0.29％、Cr4.2
％、W11.2％、Mo0.5％、V5.1％、Co5.3％、残
部鉄および不可避的不純物からなるAISIT15相
当の高速度鋼水アトマイズ粉末を作成した。この
粉末を−100meshで分級し、O2含有量を測定し
たところ、1900ppmであつた。この粉末から更に
−200mesh、−350meshの２種類の分級粉末を得
た。これら３種類のそれぞれの平均粒径は57、
39、20μであつた。これらの３種類の粉末を900
℃×3hr真空焼なましを実施後、O2含有量は
900ppmに低下した。この後、Ｃ粉末を重量比で
0.12％添加混合した。 またこの他に水アトマイズままの−100meshの
水アトマイズ粉末を乾燥後、アトリツター
（atrittor）で300rpmで3hrの機械粉砕をArガス
雰囲気下で行ない、−350meshで分級した。この
時最大粒径は42μで平均粒径は17μでO2含有量
3800ppmであつた。この機械粉砕粉末にＣ粉末を
0.3％添加後、900℃で3hrの真空焼なましを行つ
た。O2量は1600ppmに低下した。 以上４種類の粉末を6ton／cm2の成形圧で8w×
6t×50にプレス成形後、10-2Torrの真空中で
1235、1245、1255℃の３種類の温度で1hr保持後
炉中放冷した。 焼結後の試験片は860℃×3hrの焼なまし後、
6.5w×5t×50の抗析試験片を削出後、T15の標
準熱処理（1240℃焼入、570℃×1hr×３回焼戻）
を施し、抗折試験を実施した。 さらに水中法で密度を測定した。この結果を第
１表に示す。なお、同表中に30φ溶製材の同一熱
処理条件下の特性測定結果を示した。 平均粒径57μの試料Ａは焼結温度の上昇と共
に、焼結密度は増加し、ともなつて抗折強度と熱
処理硬さが上昇する。しかし、溶製材と対比する
と、最高特性が得られる1255℃焼結でも抗折強度
は、205Kg／mm2で溶製材の63％であり、かつ得ら
れる焼戻硬さもHRC65.8と低い。これは第２図
に示すように共晶炭化物が粗大化し、形状も角形
化すること、あわせてオーステナイト結晶粒度も
粗大化することによる。 このように、従来技術では焼結材は溶製材より
特性的に低いものしか得ることができない。
【表】
試料Ｂ、Ｃは分級によつて粉末の細粒径材につ
いて同様の実験を行つたものである。 未粉砕粉末では粒径が微細になると真密度化す
る焼結温度が低下し、抗折強度もわずかに改善さ
れるが、溶製材と比較すると、抗折強度ならびに
熱処理硬さも低い。 これに対し、本願発明材は、1235℃の温度で真
密度化し、抗折強度も380Kg／mm2と溶製材の約1.2
倍の値を示す。焼戻硬さも溶製材と同等以上であ
る。焼結温度が1245、1255℃と漸次高くなると、
抗折強度は低下するが、これは溶製材でも認めら
れるオーバーヒート現象で、実用的には焼結温度
を下げることで解決できるので問題とならない。 第１図に本発明材のミクロ組織を示す。第３図
に溶製材のミクロ組織も示したが、本発明材は第
２図に示す試料Ａは勿論、溶製材より共晶炭化物
のサイズがきわめて微細であり、均一に分散して
いることが明らかである。 実施例 ２ 重量比で、C1.51％、Si0.92％、Mn0.42％、
Cr13.12％、Mo0.91％、V0・94％、残部鉄およ
び不可避的不純物よりなるJISS KD11相当の冷
間工具鋼の水アトマイズ粉末を作成した。平均粒
径は、48μで真空乾操後のO2含有量は820ppmで
あつた。この粉末を乾式アトライターでエチルア
ルコール中で250rpmで4hrの粉砕を行つた。粉砕
後の平均粒径は13μで真空乾燥後のO2含有量は、
1400ppmであつた。この２種類の粉末にＣ粉末を
0.15％添加混合後、880℃×3hrの真空焼なましを
行つた後、6ton／cm2の成形圧で8φ×120のCIP
成形を行つた。このグリーンを1160、1180、1200
℃の３種類の温度条件下で1hr真空焼結を行なつ
た。これらの焼結体から5φ×70の抗折試験片
を削出後、860℃×3hrの大気焼なましを行ない、
1050℃で20分保持後空冷の焼入処理と200℃×1hr
×２回の焼戻処理を行ない、抗折テストを実施し
た。また、比較としては30φの溶製材から削出し
た同一熱処理条件の試験片とした。これらの結果
を第２表に示す。
いて同様の実験を行つたものである。 未粉砕粉末では粒径が微細になると真密度化す
る焼結温度が低下し、抗折強度もわずかに改善さ
れるが、溶製材と比較すると、抗折強度ならびに
熱処理硬さも低い。 これに対し、本願発明材は、1235℃の温度で真
密度化し、抗折強度も380Kg／mm2と溶製材の約1.2
倍の値を示す。焼戻硬さも溶製材と同等以上であ
る。焼結温度が1245、1255℃と漸次高くなると、
抗折強度は低下するが、これは溶製材でも認めら
れるオーバーヒート現象で、実用的には焼結温度
を下げることで解決できるので問題とならない。 第１図に本発明材のミクロ組織を示す。第３図
に溶製材のミクロ組織も示したが、本発明材は第
２図に示す試料Ａは勿論、溶製材より共晶炭化物
のサイズがきわめて微細であり、均一に分散して
いることが明らかである。 実施例 ２ 重量比で、C1.51％、Si0.92％、Mn0.42％、
Cr13.12％、Mo0.91％、V0・94％、残部鉄およ
び不可避的不純物よりなるJISS KD11相当の冷
間工具鋼の水アトマイズ粉末を作成した。平均粒
径は、48μで真空乾操後のO2含有量は820ppmで
あつた。この粉末を乾式アトライターでエチルア
ルコール中で250rpmで4hrの粉砕を行つた。粉砕
後の平均粒径は13μで真空乾燥後のO2含有量は、
1400ppmであつた。この２種類の粉末にＣ粉末を
0.15％添加混合後、880℃×3hrの真空焼なましを
行つた後、6ton／cm2の成形圧で8φ×120のCIP
成形を行つた。このグリーンを1160、1180、1200
℃の３種類の温度条件下で1hr真空焼結を行なつ
た。これらの焼結体から5φ×70の抗折試験片
を削出後、860℃×3hrの大気焼なましを行ない、
1050℃で20分保持後空冷の焼入処理と200℃×1hr
×２回の焼戻処理を行ない、抗折テストを実施し
た。また、比較としては30φの溶製材から削出し
た同一熱処理条件の試験片とした。これらの結果
を第２表に示す。
【表】
実施例１の場合と同様、SKD11においても、
機械的粉砕粉末を出発原料とした発明Ｆはアトマ
イズまま粒径粉（比較材Ｅ）対比、20℃低い焼結
温度で真密度化し、その場合の抗折強度も溶製材
を上廻る特性を示す。 実施例 ３ 重量比で、C2.83％、Si0.47％、Mn0.35％、
Cr4.10％、W11.9％、Mo7.80％、V8.00％、
Co10.02％、残部鉄および不可避的不純物からな
る高合金鋼の水アトマイズ粉末を作成した。平均
粒径は48μ最大粒径は68μでO2含有量は1900ppm
であつた。本粉末をN2雰囲気中で振動ミルで
1500rpm、振幅８mmで5hrの乾式粉砕を行なつた。
この時、平均粒径は22μ最大粒径は23μでO2含有
量は3400ppmであつた。 このアトマイズままと機械粉砕粉の２種類の粉
末にそれぞれＣ粉末を0.15％添加混合後、メチル
セルロース２％（市販品信越化学SM4000）とグ
リセリン１％、水11.5％を添加後、ヘンシエルミ
キサーで混練した。この混練物をインラインスク
リユータイプの射出成形機を用いて、成形圧300
Kg／cm2、金型温度90℃で20φ×150の円柱状に
成形した。この成形体を500℃の真空中で脱バイ
ンダー後、1170、1190℃×1trの真空焼結を実施
した。 この焼結材を900℃×3hrの焼なまし後、5φ×
70の抗折試験片を削出し、1180℃で焼入し、
550℃で1hr×３回の焼戻を実施した。なお比較材
としては、かかる高合金材質では偏析が著しく、
溶製材は製造できなかつたので粉末材のみについ
て、試験を行つた。その結果を第３表に示す。 本発明材は、1190℃×1hrの焼結で実質的に真
密度（光学顕微鏡下で残留空孔が観察できない）
に到達した。他方アトマイズままの48μ平均粒径
材については、1170℃、1190℃の両温度でも多孔
質で、真密度化は不可能と判断される。本発明材
はHRC71.5の焼戻硬さを示し、最高205Kg／mm2の
抗折強度を有した。
機械的粉砕粉末を出発原料とした発明Ｆはアトマ
イズまま粒径粉（比較材Ｅ）対比、20℃低い焼結
温度で真密度化し、その場合の抗折強度も溶製材
を上廻る特性を示す。 実施例 ３ 重量比で、C2.83％、Si0.47％、Mn0.35％、
Cr4.10％、W11.9％、Mo7.80％、V8.00％、
Co10.02％、残部鉄および不可避的不純物からな
る高合金鋼の水アトマイズ粉末を作成した。平均
粒径は48μ最大粒径は68μでO2含有量は1900ppm
であつた。本粉末をN2雰囲気中で振動ミルで
1500rpm、振幅８mmで5hrの乾式粉砕を行なつた。
この時、平均粒径は22μ最大粒径は23μでO2含有
量は3400ppmであつた。 このアトマイズままと機械粉砕粉の２種類の粉
末にそれぞれＣ粉末を0.15％添加混合後、メチル
セルロース２％（市販品信越化学SM4000）とグ
リセリン１％、水11.5％を添加後、ヘンシエルミ
キサーで混練した。この混練物をインラインスク
リユータイプの射出成形機を用いて、成形圧300
Kg／cm2、金型温度90℃で20φ×150の円柱状に
成形した。この成形体を500℃の真空中で脱バイ
ンダー後、1170、1190℃×1trの真空焼結を実施
した。 この焼結材を900℃×3hrの焼なまし後、5φ×
70の抗折試験片を削出し、1180℃で焼入し、
550℃で1hr×３回の焼戻を実施した。なお比較材
としては、かかる高合金材質では偏析が著しく、
溶製材は製造できなかつたので粉末材のみについ
て、試験を行つた。その結果を第３表に示す。 本発明材は、1190℃×1hrの焼結で実質的に真
密度（光学顕微鏡下で残留空孔が観察できない）
に到達した。他方アトマイズままの48μ平均粒径
材については、1170℃、1190℃の両温度でも多孔
質で、真密度化は不可能と判断される。本発明材
はHRC71.5の焼戻硬さを示し、最高205Kg／mm2の
抗折強度を有した。
かかる如く、本願発明の手法により、溶製材な
らびに従来の水アトマイズ粉末を出発原料とした
場合、高密度化が不可能な材料系においても、工
業性に優れた材料の製造が可能なることを判明し
た。
らびに従来の水アトマイズ粉末を出発原料とした
場合、高密度化が不可能な材料系においても、工
業性に優れた材料の製造が可能なることを判明し
た。
第１図は、本発明法によるAISI T15相当材の
ミクロ金属組織顕微鏡写真、第２図は、従来法に
よるAISI T15相当材のミクロ金属組織顕微鏡写
真、第３図はAISI T15相当溶製材のミクロ金属
組織顕微鏡写真である。
ミクロ金属組織顕微鏡写真、第２図は、従来法に
よるAISI T15相当材のミクロ金属組織顕微鏡写
真、第３図はAISI T15相当溶製材のミクロ金属
組織顕微鏡写真である。
Claims (1)
- １ 重量比でC0.6〜3.0％、及びCr、Ｗ、Mo、
Ｖ、Co、Si、Mn、Niの単独又は複数をCr3.0〜
15.0％、Ｗ＋2Mo30.0％以下、V15.0％以下、
Co15.0％以下、Si1.5％以下、Mn1.0％以下、
Ni5.0％、残部鉄および不可避的不純物からなる
工具鋼合金で、水アトマイズ法によつて予備合金
化された−100meshの不規則形状粉末をアトマイ
ズままの状態から湿式又は乾式で機械的に粉砕し
て、平均粒径25μ以下、最大粒径42μ以下の粉末
とし、この粉末を焼結用の原料粉末とすることを
特徴とする工具鋼焼結部材の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60260173A JPS62120401A (ja) | 1985-11-20 | 1985-11-20 | 工具鋼焼結部材の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60260173A JPS62120401A (ja) | 1985-11-20 | 1985-11-20 | 工具鋼焼結部材の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62120401A JPS62120401A (ja) | 1987-06-01 |
| JPH0222121B2 true JPH0222121B2 (ja) | 1990-05-17 |
Family
ID=17344331
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60260173A Granted JPS62120401A (ja) | 1985-11-20 | 1985-11-20 | 工具鋼焼結部材の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62120401A (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2755974B2 (ja) * | 1988-12-06 | 1998-05-25 | 日立金属株式会社 | 粉末高速度工具鋼 |
| JPH02182867A (ja) * | 1989-01-06 | 1990-07-17 | Daido Steel Co Ltd | 粒末工具鋼 |
| JPH02263901A (ja) * | 1989-04-04 | 1990-10-26 | Daido Steel Co Ltd | 金属射出成形用粉末およびその製造法 |
| JPH0759743B2 (ja) * | 1989-05-23 | 1995-06-28 | 冨士ダイス株式会社 | 高強度・高硬度焼結合金 |
| US20050227772A1 (en) * | 2004-04-13 | 2005-10-13 | Edward Kletecka | Powdered metal multi-lobular tooling and method of fabrication |
| JP6096040B2 (ja) * | 2013-04-17 | 2017-03-15 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 高温焼戻し硬さに優れた粉末高速度工具鋼 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5484813A (en) * | 1977-12-20 | 1979-07-06 | Toshiba Corp | Manufacture of sintered high-speed steel |
-
1985
- 1985-11-20 JP JP60260173A patent/JPS62120401A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62120401A (ja) | 1987-06-01 |
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