JPH08134583A - 被研削性にすぐれた焼結超硬質合金の製造方法 - Google Patents
被研削性にすぐれた焼結超硬質合金の製造方法Info
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- JPH08134583A JPH08134583A JP27617694A JP27617694A JPH08134583A JP H08134583 A JPH08134583 A JP H08134583A JP 27617694 A JP27617694 A JP 27617694A JP 27617694 A JP27617694 A JP 27617694A JP H08134583 A JPH08134583 A JP H08134583A
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 焼入れ焼もどし後の被研削性を向上すること
ができる焼結超硬質合金の製造方法を提供する。 【構成】 重量%でＣ 1.0〜4.5%、Ｓi 1.5%以下、Ｃr 3
〜6%と、Ｗ 30%以下、Ｍo 20%以下の１種または２種を
Ｗ＋2Ｍoで45%以下、ＶとＮbの一種または二種を2〜10
%、Ｃo 20%以下を含み、残部Ｆeおよび不可避的不純物
からなる組成を有する基地粉末に、該基地粉末の全重量
に対して25%以下の炭化物粒子と、2〜25%の窒化物また
は炭窒化物から選ばれる一種または二種以上の粒子とを
混合し焼結する焼結超硬質合金の製造方法において、基
地粉末の粒径を７μｍ以下とし、焼結温度を共晶炭化物
溶融温度に対し−１０℃から＋４０℃の範囲とすること
を特徴とする。
ができる焼結超硬質合金の製造方法を提供する。 【構成】 重量%でＣ 1.0〜4.5%、Ｓi 1.5%以下、Ｃr 3
〜6%と、Ｗ 30%以下、Ｍo 20%以下の１種または２種を
Ｗ＋2Ｍoで45%以下、ＶとＮbの一種または二種を2〜10
%、Ｃo 20%以下を含み、残部Ｆeおよび不可避的不純物
からなる組成を有する基地粉末に、該基地粉末の全重量
に対して25%以下の炭化物粒子と、2〜25%の窒化物また
は炭窒化物から選ばれる一種または二種以上の粒子とを
混合し焼結する焼結超硬質合金の製造方法において、基
地粉末の粒径を７μｍ以下とし、焼結温度を共晶炭化物
溶融温度に対し−１０℃から＋４０℃の範囲とすること
を特徴とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はドリル、エンドミル、ド
リルチップ等の切削工具、金属塑性加工用の金型、工具
治具、樹脂成形用の金型や工具、各種の刃物、および工
業用耐摩耗部品等として用いられる、焼結超硬質合金の
製造方法に関するものである。
リルチップ等の切削工具、金属塑性加工用の金型、工具
治具、樹脂成形用の金型や工具、各種の刃物、および工
業用耐摩耗部品等として用いられる、焼結超硬質合金の
製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】高速度工具鋼製の切削工具はその寿命向
上の方法として、まず第一に考えられるのが、硬さを高
くすることである。この手段の例としては、特公昭５５
-６０９６号、特公昭５７-２１４２号、特開昭５７-１
８１３６７号、特開昭５８-１８１８４８号などにＨＲ
Ｃ７１以上の高硬度合金が開示されている。これらはＭ
6Ｃ炭化物を形成するＷやＭｏ、およびＭＣ炭化物を形
成するＶ等の合金元素を多量に含んでいるか、ＴｉＮ等
の硬質物質を多く含有するものであるが、高価格化、靭
性の低下、被研削性の低下などが実用に当たって大きな
問題となる。この問題を解決するものとして、本願出願
人は、特公平５−７５８２１号、特公平５−７５８２２
号を提案した。これらはＷ、Ｍｏ、Ｖ等の合金元素、あ
るいはＴｉＮ等の硬質物質の含有量が比較的少なくして
いるにもかかわらず、通常の焼入れ、焼戻しによりＨＲ
Ｃ７１以上の高硬度が得られるという優れた特徴を持つ
焼結硬質合金である。
上の方法として、まず第一に考えられるのが、硬さを高
くすることである。この手段の例としては、特公昭５５
-６０９６号、特公昭５７-２１４２号、特開昭５７-１
８１３６７号、特開昭５８-１８１８４８号などにＨＲ
Ｃ７１以上の高硬度合金が開示されている。これらはＭ
6Ｃ炭化物を形成するＷやＭｏ、およびＭＣ炭化物を形
成するＶ等の合金元素を多量に含んでいるか、ＴｉＮ等
の硬質物質を多く含有するものであるが、高価格化、靭
性の低下、被研削性の低下などが実用に当たって大きな
問題となる。この問題を解決するものとして、本願出願
人は、特公平５−７５８２１号、特公平５−７５８２２
号を提案した。これらはＷ、Ｍｏ、Ｖ等の合金元素、あ
るいはＴｉＮ等の硬質物質の含有量が比較的少なくして
いるにもかかわらず、通常の焼入れ、焼戻しによりＨＲ
Ｃ７１以上の高硬度が得られるという優れた特徴を持つ
焼結硬質合金である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ところが、これらの特
公平５−７５８２１号、特公平５−７５８２２号に記載
の合金といえども、ドリル、エンドミル、ドリルチップ
等の切削工具、金属塑性加工用の金型、工具、治具、さ
らに樹脂成形用の金型、工具、また各種の刃物、および
工業用の耐摩耗部品等として製造するために、熱処理後
の研削加工を行なう際には、ボラゾン製砥石を用いる必
要が有るので、従来の粉末高速度工具鋼にくらべ研削コ
ストが大きい。その結果、粉末高速度工具鋼を基地粉末
として、それに硬質粒子を添加する、いわゆる焼結超硬
質合金は、その被研削性を向上することが用途拡大のた
めにも不可欠となってきている。
公平５−７５８２１号、特公平５−７５８２２号に記載
の合金といえども、ドリル、エンドミル、ドリルチップ
等の切削工具、金属塑性加工用の金型、工具、治具、さ
らに樹脂成形用の金型、工具、また各種の刃物、および
工業用の耐摩耗部品等として製造するために、熱処理後
の研削加工を行なう際には、ボラゾン製砥石を用いる必
要が有るので、従来の粉末高速度工具鋼にくらべ研削コ
ストが大きい。その結果、粉末高速度工具鋼を基地粉末
として、それに硬質粒子を添加する、いわゆる焼結超硬
質合金は、その被研削性を向上することが用途拡大のた
めにも不可欠となってきている。
【０００４】これに対し本発明者らは特開平２−１２５
８４８号においてＴｉＮ粒子または炭化物の平均粒径が
５μｍ以下、かつ平均粒子間隙が５μｍ以下の微細組織
を有する硬質合金を提案しており、これは機械的特性、
被研削性などが改善された合金である。しかし、この後
も引続きさらに詳細な検討を加えた結果、炭化物の中で
もＶＣに代表されるＭＣ型炭化物の粒径の大きさが被研
削性に与える影響が極めて大きいこと、このため基地粉
末の粒径、および焼結温度を制御することにより、硬質
粒子のうち、特に被研削性に対し非常に影響が大きいＭ
Ｃ炭化物の粒径を２μｍ以下と極めて微細にすることが
可能となり、その結果、著しく被研削性の優れた合金が
得られることを見出し本発明に至ったものである。すな
わち本発明の目的は、熱処理後の被研削性を大幅に改善
することができる粉末高速度工具鋼クラスをベースにし
た焼結超硬質合金の製造方法を提供することである。
８４８号においてＴｉＮ粒子または炭化物の平均粒径が
５μｍ以下、かつ平均粒子間隙が５μｍ以下の微細組織
を有する硬質合金を提案しており、これは機械的特性、
被研削性などが改善された合金である。しかし、この後
も引続きさらに詳細な検討を加えた結果、炭化物の中で
もＶＣに代表されるＭＣ型炭化物の粒径の大きさが被研
削性に与える影響が極めて大きいこと、このため基地粉
末の粒径、および焼結温度を制御することにより、硬質
粒子のうち、特に被研削性に対し非常に影響が大きいＭ
Ｃ炭化物の粒径を２μｍ以下と極めて微細にすることが
可能となり、その結果、著しく被研削性の優れた合金が
得られることを見出し本発明に至ったものである。すな
わち本発明の目的は、熱処理後の被研削性を大幅に改善
することができる粉末高速度工具鋼クラスをベースにし
た焼結超硬質合金の製造方法を提供することである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】具体的に本発明は重量%
でＣ 1.0〜4.5%、Ｓi 1.5%以下、Ｃr 3〜6%と、Ｗ 30%
以下、Ｍo 20%以下の一種または二種がＷ＋2Ｍoで45%以
下、Ｖ，Ｎbの一種または二種を2〜10%、Ｃo 20%以下を
含み、残部Ｆeおよび不可避的不純物からなる組成を有
する基地粉末に、該基地粉末の全重量に対して25%以下
の炭化物粒子と、2〜25%の窒化物または炭窒化物とから
選ばれる一種または二種以上の粒子とを混合し焼結によ
り結合する焼結超硬質合金の製造方法において、基地粉
末の粒径を７μｍ以下とし、焼結温度を共晶炭化物溶融
温度に対し−１０℃から＋４０℃の範囲とすることを特
徴とする被研削性にすぐれた焼結超硬質合金の製造方法
である。
でＣ 1.0〜4.5%、Ｓi 1.5%以下、Ｃr 3〜6%と、Ｗ 30%
以下、Ｍo 20%以下の一種または二種がＷ＋2Ｍoで45%以
下、Ｖ，Ｎbの一種または二種を2〜10%、Ｃo 20%以下を
含み、残部Ｆeおよび不可避的不純物からなる組成を有
する基地粉末に、該基地粉末の全重量に対して25%以下
の炭化物粒子と、2〜25%の窒化物または炭窒化物とから
選ばれる一種または二種以上の粒子とを混合し焼結によ
り結合する焼結超硬質合金の製造方法において、基地粉
末の粒径を７μｍ以下とし、焼結温度を共晶炭化物溶融
温度に対し−１０℃から＋４０℃の範囲とすることを特
徴とする被研削性にすぐれた焼結超硬質合金の製造方法
である。
【０００６】本発明においては基地粉末の粒径を７μｍ
以下と極めて微細にする必要がある。さらに、合金の焼
結温度をＧ．Ｓｔｅｖｅｎらによって提唱された高速度
鋼における共晶炭化物の溶融温度（Ｔｒａｎｓ ＡＳ
Ｍ，５７（１９６４），９２５．）であるＴｅとすると
時、Ｔｅ＝１２６５．６−１１１．１Ｃ＋２２．２Ｖ＋
４．４Ｗ＋２．８Ｍｏで求められる値を基準にして−１
０〜＋４０℃の範囲に限定することにより、ＭＣ炭化物
の粒径を２μｍ以下と極めて微細にすることが可能とな
り、それによって被研削性を大幅に向上することができ
るものである。本発明において注目しているＭＣ炭化物
は別途添加する炭化物として焼結により結合したもの、
基地粉末中に微細に析出し焼結時に炭化物として存在し
ているものの二種類を指すものである。この他に本系の
合金においては熱処理時に非常に微細な２次炭化物とし
てＭＣ炭化物が析出するが、この２次炭化物については
非常に微細であるため被研削性に及ぼす影響は小さい。
以下と極めて微細にする必要がある。さらに、合金の焼
結温度をＧ．Ｓｔｅｖｅｎらによって提唱された高速度
鋼における共晶炭化物の溶融温度（Ｔｒａｎｓ ＡＳ
Ｍ，５７（１９６４），９２５．）であるＴｅとすると
時、Ｔｅ＝１２６５．６−１１１．１Ｃ＋２２．２Ｖ＋
４．４Ｗ＋２．８Ｍｏで求められる値を基準にして−１
０〜＋４０℃の範囲に限定することにより、ＭＣ炭化物
の粒径を２μｍ以下と極めて微細にすることが可能とな
り、それによって被研削性を大幅に向上することができ
るものである。本発明において注目しているＭＣ炭化物
は別途添加する炭化物として焼結により結合したもの、
基地粉末中に微細に析出し焼結時に炭化物として存在し
ているものの二種類を指すものである。この他に本系の
合金においては熱処理時に非常に微細な２次炭化物とし
てＭＣ炭化物が析出するが、この２次炭化物については
非常に微細であるため被研削性に及ぼす影響は小さい。
【０００７】
【作用】本発明において被研削性に優れた焼結超硬質合
金を得るためには、ＭＣ炭化物の粒径を制御することが
極めて重要な意味をもちその粒径が１．５μｍ以下であ
ることが優れた被研削性を得るために重要である。ま
た、粒径が２μｍ以下のＭＣ炭化物が全ＭＣ炭化物粒子
中８０％以上であり、さらに好ましくは粒径が２μｍ以
下のＭＣ炭化物が全ＭＣ炭化物粒子中８０％以上であ
り、かつ１．５μｍ以下のＭＣ炭化物粒子が全ＭＣ炭化
物粒子中５０％以上であることが望ましい。このために
は上述のように基地粉末の粒径と焼結温度を制御するこ
とが必要となり、基地粉末の粒径が７μｍを超えた場合
には、焼結温度を共晶炭化物溶融温度を基準にして−１
０〜＋４０℃の範囲とした場合でも焼結により合金を緻
密化することが困難になる。
金を得るためには、ＭＣ炭化物の粒径を制御することが
極めて重要な意味をもちその粒径が１．５μｍ以下であ
ることが優れた被研削性を得るために重要である。ま
た、粒径が２μｍ以下のＭＣ炭化物が全ＭＣ炭化物粒子
中８０％以上であり、さらに好ましくは粒径が２μｍ以
下のＭＣ炭化物が全ＭＣ炭化物粒子中８０％以上であ
り、かつ１．５μｍ以下のＭＣ炭化物粒子が全ＭＣ炭化
物粒子中５０％以上であることが望ましい。このために
は上述のように基地粉末の粒径と焼結温度を制御するこ
とが必要となり、基地粉末の粒径が７μｍを超えた場合
には、焼結温度を共晶炭化物溶融温度を基準にして−１
０〜＋４０℃の範囲とした場合でも焼結により合金を緻
密化することが困難になる。
【０００８】共晶炭化物溶融温度（Ｋと略記）は、前述
のＴｅを求める式で定義されるものを使用する。Ｃ，
Ｖ，Ｗ，Ｍｏの値は基地粉末の値と別途添加する硬質粒
子（炭化物、窒化物、炭窒化物）の化合物の割合から計
算して、前記基地粉末の元素の値に合計した値から計算
すればよい。簡便な方法としては、焼結体の最終組成を
分析して求めてもよい。本発明で適当とする成分範囲で
焼結温度と、焼結体の密度、およびＭＣ炭化物の粒径と
の関係を詳しく調査してみると、どちらも満足させる条
件として、焼結温度がＫに対して−１０〜＋４０℃の範
囲が良いことがわかった。すなわち、焼結温度がＴｅ−
１０を下回ると焼結が不十分になり、焼結体の密度が低
下する。逆に焼結温度がＴｅ＋４０を越えるとＭＣ炭化
物は成長して、その平均粒径が１．５μｍを越えるよう
になり、温度上昇と共に２μｍを越えるＭＣ炭化物が増
大するようになる。たとえば、焼結温度がＴｅ＋４７℃
程度になるとＭＣ炭化物の平均粒径は２μｍ以上とな
り、研削比は５．５以下に低下する。
のＴｅを求める式で定義されるものを使用する。Ｃ，
Ｖ，Ｗ，Ｍｏの値は基地粉末の値と別途添加する硬質粒
子（炭化物、窒化物、炭窒化物）の化合物の割合から計
算して、前記基地粉末の元素の値に合計した値から計算
すればよい。簡便な方法としては、焼結体の最終組成を
分析して求めてもよい。本発明で適当とする成分範囲で
焼結温度と、焼結体の密度、およびＭＣ炭化物の粒径と
の関係を詳しく調査してみると、どちらも満足させる条
件として、焼結温度がＫに対して−１０〜＋４０℃の範
囲が良いことがわかった。すなわち、焼結温度がＴｅ−
１０を下回ると焼結が不十分になり、焼結体の密度が低
下する。逆に焼結温度がＴｅ＋４０を越えるとＭＣ炭化
物は成長して、その平均粒径が１．５μｍを越えるよう
になり、温度上昇と共に２μｍを越えるＭＣ炭化物が増
大するようになる。たとえば、焼結温度がＴｅ＋４７℃
程度になるとＭＣ炭化物の平均粒径は２μｍ以上とな
り、研削比は５．５以下に低下する。
【０００９】すなわち、基地粉末の粒径を７μｍ以下に
することにより、Ｔｅに対し−１０〜＋４０℃、特に−
１０〜＋３０℃での低温焼結が可能となるものである。
従来、よく利用されていた８〜９μｍの粉末では、＋３
７℃でようやく緻密化するが、焼結時の粒成長によりＭ
Ｃ炭化物の平均粒径を１．５μｍ以下とすることはでき
ない。
することにより、Ｔｅに対し−１０〜＋４０℃、特に−
１０〜＋３０℃での低温焼結が可能となるものである。
従来、よく利用されていた８〜９μｍの粉末では、＋３
７℃でようやく緻密化するが、焼結時の粒成長によりＭ
Ｃ炭化物の平均粒径を１．５μｍ以下とすることはでき
ない。
【００１０】本発明において添加する炭化物粒子は焼結
にて基地と結合されるものである。炭化物を焼結超硬質
合金中に分散させる方法として、基地中の炭化物生成元
素量を増やす方法もあるが、本発明でＭＣ型の炭化物生
成元素であるＶ、Ｎｂ等は酸化しやすいので、基地とな
る粉末が酸化するため焼結性が低下することになるので
好ましくない。また基地中のＶ、Ｎｂ等の量が多くなる
と、溶湯の粘度が高くなり、アトマイズ法により基地と
なる粉末を製造することが出来なくなるという問題もあ
り、炭化物粉末として別に添加して焼結するのが望まし
い。添加する炭化物の量は全重量に対して２５重量％を
超えると、靭性が低下するため２５％以下とする。好ま
しくは０．５〜２０重量％、さらに好ましくは０．５〜
１５重量％である。
にて基地と結合されるものである。炭化物を焼結超硬質
合金中に分散させる方法として、基地中の炭化物生成元
素量を増やす方法もあるが、本発明でＭＣ型の炭化物生
成元素であるＶ、Ｎｂ等は酸化しやすいので、基地とな
る粉末が酸化するため焼結性が低下することになるので
好ましくない。また基地中のＶ、Ｎｂ等の量が多くなる
と、溶湯の粘度が高くなり、アトマイズ法により基地と
なる粉末を製造することが出来なくなるという問題もあ
り、炭化物粉末として別に添加して焼結するのが望まし
い。添加する炭化物の量は全重量に対して２５重量％を
超えると、靭性が低下するため２５％以下とする。好ま
しくは０．５〜２０重量％、さらに好ましくは０．５〜
１５重量％である。
【００１１】以下に本発明における各元素の作用および
数値の限定理由について述べる。Ｃは同時に添加する
Ｗ，Ｍo,Ｖなどと結合して硬い炭化物を形成し、耐摩耗
性を高める効果があり、また、一部は基地に固溶して基
地の硬さを高くし、耐摩耗性を向上させる効果もある。
したがって、Ｗ，Ｍo,Ｖなどの炭化物形成元素の添加量
との兼ね合いで最適のＣ含有量がある。本発明の合金元
素の範囲ではＣが1.0%未満では基地の硬さが十分に得ら
れず、形成される炭化物量も少ない。逆に4.5%を越える
と靭性が劣化するので、Ｃは1.0〜4.5%で有ることが必
要である。Ｓiは脱酸元素として鋼質を改良する効果と
基地に固溶して基地の硬さを高める効果がある。しか
し、１．５％を越えると靭性が低下するのでＳiは１．
５％以下とすることが必要である。
数値の限定理由について述べる。Ｃは同時に添加する
Ｗ，Ｍo,Ｖなどと結合して硬い炭化物を形成し、耐摩耗
性を高める効果があり、また、一部は基地に固溶して基
地の硬さを高くし、耐摩耗性を向上させる効果もある。
したがって、Ｗ，Ｍo,Ｖなどの炭化物形成元素の添加量
との兼ね合いで最適のＣ含有量がある。本発明の合金元
素の範囲ではＣが1.0%未満では基地の硬さが十分に得ら
れず、形成される炭化物量も少ない。逆に4.5%を越える
と靭性が劣化するので、Ｃは1.0〜4.5%で有ることが必
要である。Ｓiは脱酸元素として鋼質を改良する効果と
基地に固溶して基地の硬さを高める効果がある。しか
し、１．５％を越えると靭性が低下するのでＳiは１．
５％以下とすることが必要である。
【００１２】Ｃrは炭化物を形成して耐摩耗性を高める
効果がある。さらに基質に固溶して焼入れ性を付与し、
また基地の耐食性も向上させる。Ｃrが3%未満では、上
記の効果が少なく、逆に6%を越えると熱処理によって硬
さが得られにくくなるなどの理由でＣrは3〜6%であるこ
とが必要である。ＷおよびＭoは、Ｃと結合して、Ｍ6Ｃ
型の炭化物を形成し、耐摩耗性、耐焼付き性を高める。
特に、本発明では加工性、被研削性の観点から次に述べ
るＶの含有量を比較的低めに抑えたので、耐摩耗性、耐
焼付き性の向上にＷ、Ｍoの効果が重要である。また、
Ｗ、Ｍoの一部は基地に固溶した後、焼もどしで析出硬
化し、基地の硬さを高める効果もある。Ｗ 30%以下、Ｍ
o 20%以下の一種または二種がＷ＋2Ｍo量で、４５％を
越えると靭性が著しく低下するため、Ｗ＋2Ｍo量は４５
％以下である必要が有り、好ましくはＷ＋２Ｍｏ量で１
８〜４０％、さらに好ましくは２５〜４０％である。
効果がある。さらに基質に固溶して焼入れ性を付与し、
また基地の耐食性も向上させる。Ｃrが3%未満では、上
記の効果が少なく、逆に6%を越えると熱処理によって硬
さが得られにくくなるなどの理由でＣrは3〜6%であるこ
とが必要である。ＷおよびＭoは、Ｃと結合して、Ｍ6Ｃ
型の炭化物を形成し、耐摩耗性、耐焼付き性を高める。
特に、本発明では加工性、被研削性の観点から次に述べ
るＶの含有量を比較的低めに抑えたので、耐摩耗性、耐
焼付き性の向上にＷ、Ｍoの効果が重要である。また、
Ｗ、Ｍoの一部は基地に固溶した後、焼もどしで析出硬
化し、基地の硬さを高める効果もある。Ｗ 30%以下、Ｍ
o 20%以下の一種または二種がＷ＋2Ｍo量で、４５％を
越えると靭性が著しく低下するため、Ｗ＋2Ｍo量は４５
％以下である必要が有り、好ましくはＷ＋２Ｍｏ量で１
８〜４０％、さらに好ましくは２５〜４０％である。
【００１３】Ｃoは基地に固溶して基地の硬さを高める
効果がある。しかし、２０％を越えると靭性が低下する
のでＣoは２０％以下とする。ＶおよびＮbは、Ｃと結合
してＭＣ型の炭化物を形成する。この炭化物を微細かつ
均質に分散させると、後述する窒化物、炭窒化物粒子と
ともに耐摩耗性、耐焼付き性を大幅に向上させることが
できる。Ｖ、Ｎｂの添加量について種々検討した結果、
これを２〜１０％とし、後述するように窒化物、炭窒化
物の量を２〜３０％とした場合に良好な特性が得られる
ことが判明した。ここで基地中のＶやＮｂの含有量が２
％未満ではその効果が十分でなく、１０％を超えると靭
性が低下するため２〜１０％とする必要がある。本発明
における基地粉末の組成限定は、当然ながら焼結超硬質
合金の基本的特性を決定付けると共に、基地粉末の粒径
を７μｍ以下とし、焼結温度をＫに対して−１０℃〜＋
４０℃の範囲とした時に最も良い使用特性と被研削性を
バランスさせる組成として重要である。
効果がある。しかし、２０％を越えると靭性が低下する
のでＣoは２０％以下とする。ＶおよびＮbは、Ｃと結合
してＭＣ型の炭化物を形成する。この炭化物を微細かつ
均質に分散させると、後述する窒化物、炭窒化物粒子と
ともに耐摩耗性、耐焼付き性を大幅に向上させることが
できる。Ｖ、Ｎｂの添加量について種々検討した結果、
これを２〜１０％とし、後述するように窒化物、炭窒化
物の量を２〜３０％とした場合に良好な特性が得られる
ことが判明した。ここで基地中のＶやＮｂの含有量が２
％未満ではその効果が十分でなく、１０％を超えると靭
性が低下するため２〜１０％とする必要がある。本発明
における基地粉末の組成限定は、当然ながら焼結超硬質
合金の基本的特性を決定付けると共に、基地粉末の粒径
を７μｍ以下とし、焼結温度をＫに対して−１０℃〜＋
４０℃の範囲とした時に最も良い使用特性と被研削性を
バランスさせる組成として重要である。
【００１４】前述したように本発明においては、Ｖ、Ｎ
ｂはその一種または二種を基地の粉末中にあらかじめ含
有させて炭化物にする方法の他に、Ｖ、Ｎｂなどの炭化
物と他の元素または同一元素の窒化物粒子、炭窒化物粒
子との一種または二種以上と同時に添加する方法を採用
する。炭化物、窒化物、炭窒化物粒子を選択して、また
は複合して添加することにより、ＨＲＣ７１以上の高い
硬さが得られる。これらが２％未満ではこの効果が十分
でなく、逆に２５％を越えると、焼結性が低下するの
で、窒化物、炭窒化物の一種または二種以上は合計で２
〜２５％とする必要がある。なお、窒化物、炭窒化物と
しては、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｈｆの窒化物、炭窒化
物が入手し易く、コストも安価なために最適である。
ｂはその一種または二種を基地の粉末中にあらかじめ含
有させて炭化物にする方法の他に、Ｖ、Ｎｂなどの炭化
物と他の元素または同一元素の窒化物粒子、炭窒化物粒
子との一種または二種以上と同時に添加する方法を採用
する。炭化物、窒化物、炭窒化物粒子を選択して、また
は複合して添加することにより、ＨＲＣ７１以上の高い
硬さが得られる。これらが２％未満ではこの効果が十分
でなく、逆に２５％を越えると、焼結性が低下するの
で、窒化物、炭窒化物の一種または二種以上は合計で２
〜２５％とする必要がある。なお、窒化物、炭窒化物と
しては、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｈｆの窒化物、炭窒化
物が入手し易く、コストも安価なために最適である。
【００１５】これらの硬質粒子の組合せ適例としては、
炭化物単独ではＶＣやＮｂＣの添加、炭化物と窒化物の
組合せでは、ＶＣとＴｉＮとの複合添加、Ｍｏ2ＣとＴ
ｉＮの複合添加、ＴａＣとＭｏ2ＣとＴｉＮの複合添
加、（Ｔｉ，Ｗ)ＣとＴｉＮの複合添加、ＮｂＣとＴｉ
Ｎの複合添加、炭化物と炭窒化物の組合せではＶＣとＴ
ｉＣＮの複合添加、ＶＣとＴｉＣＮとＴａＣＮの複合添
加、窒化物ではＴｉＮとＴａＮの単独または複合添加、
炭窒化物ではＴｉＣＮとＴａＣＮの単独または複合添
加、窒化物と炭窒化物の組合せではＴａＮとＴｉＣＮの
複合添加、炭化物と窒化物と炭窒化物の組合せではＶＣ
とＴｉＮとＴｉＣＮの複合添加やＶＣとＴｉＮとＴａＣ
Ｎの複合添加などがある。
炭化物単独ではＶＣやＮｂＣの添加、炭化物と窒化物の
組合せでは、ＶＣとＴｉＮとの複合添加、Ｍｏ2ＣとＴ
ｉＮの複合添加、ＴａＣとＭｏ2ＣとＴｉＮの複合添
加、（Ｔｉ，Ｗ)ＣとＴｉＮの複合添加、ＮｂＣとＴｉ
Ｎの複合添加、炭化物と炭窒化物の組合せではＶＣとＴ
ｉＣＮの複合添加、ＶＣとＴｉＣＮとＴａＣＮの複合添
加、窒化物ではＴｉＮとＴａＮの単独または複合添加、
炭窒化物ではＴｉＣＮとＴａＣＮの単独または複合添
加、窒化物と炭窒化物の組合せではＴａＮとＴｉＣＮの
複合添加、炭化物と窒化物と炭窒化物の組合せではＶＣ
とＴｉＮとＴｉＣＮの複合添加やＶＣとＴｉＮとＴａＣ
Ｎの複合添加などがある。
【００１６】
【実施例】以下本発明を実施例を用いてさらに詳細に説
明する。 （実施例１）Ｃ ３．１％、Ｃｒ ４．１％、Ｗ １
０．２％、Ｍｏ ７．８％、Ｖ ８．４％、Ｃｏ ７．
８％残部Ｆｅおよび不可避不純物の鋼組成からなる水ア
トマイズ粉末をアトライタ−にて粉砕して種々の粒径を
もつ粉末を得た。この粉末に対し平均粒径１〜３μｍの
ＶＣを１％、ＴｉＮを１０％添加し、湿式アトライタ−
にて混合し、乾燥した後、プレス成形して成形体を得
た。さらにこの成形体を１８００〜１２５０℃にて真空
焼結を行って焼結体を作製した。各焼結体について研磨
した後、画像解析によりＭＣ炭化物の平均粒径、粒度分
布を求めた。また、焼結体を焼なました後、試験片を製
作し、１２４０℃にて焼入れし、５２０〜５６０℃にて
焼戻し（１時間×３回）を行ない、硬さ（ＨＲＣ）の測
定とアルミナ砥石を用いた平面研削テストを行い各焼結
体の被研削性を評価した。結果を表１に示す。なお最終
組成において共晶炭化物溶融温度Ｔｅは１１８８℃とな
る。
明する。 （実施例１）Ｃ ３．１％、Ｃｒ ４．１％、Ｗ １
０．２％、Ｍｏ ７．８％、Ｖ ８．４％、Ｃｏ ７．
８％残部Ｆｅおよび不可避不純物の鋼組成からなる水ア
トマイズ粉末をアトライタ−にて粉砕して種々の粒径を
もつ粉末を得た。この粉末に対し平均粒径１〜３μｍの
ＶＣを１％、ＴｉＮを１０％添加し、湿式アトライタ−
にて混合し、乾燥した後、プレス成形して成形体を得
た。さらにこの成形体を１８００〜１２５０℃にて真空
焼結を行って焼結体を作製した。各焼結体について研磨
した後、画像解析によりＭＣ炭化物の平均粒径、粒度分
布を求めた。また、焼結体を焼なました後、試験片を製
作し、１２４０℃にて焼入れし、５２０〜５６０℃にて
焼戻し（１時間×３回）を行ない、硬さ（ＨＲＣ）の測
定とアルミナ砥石を用いた平面研削テストを行い各焼結
体の被研削性を評価した。結果を表１に示す。なお最終
組成において共晶炭化物溶融温度Ｔｅは１１８８℃とな
る。
【００１７】
【表１】
【００１８】表１の本発明の実施例に見られるように粒
径３μｍ以下の基地粉末を用い、共晶炭化物溶融温度に
対して−１０℃〜＋４０℃の範囲の焼結温度で焼結する
ことにより、ＭＣ炭化物粒径を１．５μｍ以下に制御す
ることが可能となり、被研削性の評価値である研削比
（研削量／砥石摩耗量）の大きい被研削性に優れた焼結
超硬質合金を得られることがわかる。
径３μｍ以下の基地粉末を用い、共晶炭化物溶融温度に
対して−１０℃〜＋４０℃の範囲の焼結温度で焼結する
ことにより、ＭＣ炭化物粒径を１．５μｍ以下に制御す
ることが可能となり、被研削性の評価値である研削比
（研削量／砥石摩耗量）の大きい被研削性に優れた焼結
超硬質合金を得られることがわかる。
【００１９】しかし、本発明の範囲内である粒径 ３μ
ｍまたは６μｍの基地粉末を用いても焼結温度を本発明
の範囲より低くして、１１７０℃（Ｔｅ−１８℃）で焼
結すると相対密度が９４％程度しか得られず、実質的に
使えるようなものにはならなかった。さらに、焼結温度
を１２３５℃（Ｔｅ＋４７℃）まで高めるとＭＣ炭化物
の平均粒径が２．０μｍ以上になり、微細炭化物の量も
減少して研削比が５．５以下に低下してしまった。した
がって、研削コストが高くなってしまうことが予測され
る。粒径が８μｍまたは１２μｍの基地粉末を用いた場
合には、焼結温度をＴｅの値よりも低くすると相対密度
が９５％以下しか得られないので、焼結性が低いことが
わかる。また、焼結温度をＴｅの値よりも高めると、炭
化物が粗大になって研削比が５．５以下になってしまっ
た。表１の比較例は、粒径または焼結温度のいずれか、
またはどちらもが本発明の条件から外れるものである。
ｍまたは６μｍの基地粉末を用いても焼結温度を本発明
の範囲より低くして、１１７０℃（Ｔｅ−１８℃）で焼
結すると相対密度が９４％程度しか得られず、実質的に
使えるようなものにはならなかった。さらに、焼結温度
を１２３５℃（Ｔｅ＋４７℃）まで高めるとＭＣ炭化物
の平均粒径が２．０μｍ以上になり、微細炭化物の量も
減少して研削比が５．５以下に低下してしまった。した
がって、研削コストが高くなってしまうことが予測され
る。粒径が８μｍまたは１２μｍの基地粉末を用いた場
合には、焼結温度をＴｅの値よりも低くすると相対密度
が９５％以下しか得られないので、焼結性が低いことが
わかる。また、焼結温度をＴｅの値よりも高めると、炭
化物が粗大になって研削比が５．５以下になってしまっ
た。表１の比較例は、粒径または焼結温度のいずれか、
またはどちらもが本発明の条件から外れるものである。
【００２０】
【発明の効果】以上述べたように本発明によれば、硬質
粒子を多量に含む焼結超硬質合金の製造方法において、
基地粉末の粒径を７μｍ以下とし、かつ焼結温度を共晶
炭化物溶融温度に対し−１０℃から＋４０℃の範囲とす
ることにより、ＭＣ炭化物の粒径を１．５μｍ以下に制
御することが可能となる。この結果、本発明が対象とす
る硬質粒子を含む焼結超硬質合金の被研削性を大幅に改
良することが初めて可能となった。したがって、焼結後
焼なましを行ない、焼入れ焼もどしの熱処理を施した後
の研削加工が極めて容易になり、加工工数の大幅低減が
可能となるのである。各種の工具へ加工する際、加工コ
ストを低く抑えることができるから工業上非常に有効な
発明である。
粒子を多量に含む焼結超硬質合金の製造方法において、
基地粉末の粒径を７μｍ以下とし、かつ焼結温度を共晶
炭化物溶融温度に対し−１０℃から＋４０℃の範囲とす
ることにより、ＭＣ炭化物の粒径を１．５μｍ以下に制
御することが可能となる。この結果、本発明が対象とす
る硬質粒子を含む焼結超硬質合金の被研削性を大幅に改
良することが初めて可能となった。したがって、焼結後
焼なましを行ない、焼入れ焼もどしの熱処理を施した後
の研削加工が極めて容易になり、加工工数の大幅低減が
可能となるのである。各種の工具へ加工する際、加工コ
ストを低く抑えることができるから工業上非常に有効な
発明である。
【手続補正書】
【提出日】平成６年１２月８日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００６
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００６】本発明においては基地粉末の粒径を７μｍ
以下と極めて微細にする必要がある。さらに、合金の焼
結温度をＧ．Ｓｔｅｖｅｎらによって提唱された高速度
鋼における共晶炭化物の溶融温度（Ｔｒａｎｓ ＡＳ
Ｍ，５７（１９６４），９２５．）をＴｅとする時、Ｔ
ｅ＝１２６５．６−１１１．１Ｃ＋２２．２Ｖ＋４．４
Ｗ＋２．８Ｍｏで求められる値を基準にして−１０〜＋
４０℃の範囲に限定することにより、ＭＣ炭化物の粒径
を２μｍ以下と極めて微細にすることが可能となり、そ
れによって被研削性を大幅に向上することができるもの
である。本発明において注目しているＭＣ炭化物は別途
添加する炭化物として焼結により結合したもの、基地粉
末中に微細に析出し焼結時に炭化物として存在している
ものの二種類を指すものである。この他に本系の合金に
おいては熱処理時に非常に微細な２次炭化物としてＭＣ
炭化物が析出するが、この２次炭化物については非常に
微細であるため被研削性に及ぼす影響は小さい。
以下と極めて微細にする必要がある。さらに、合金の焼
結温度をＧ．Ｓｔｅｖｅｎらによって提唱された高速度
鋼における共晶炭化物の溶融温度（Ｔｒａｎｓ ＡＳ
Ｍ，５７（１９６４），９２５．）をＴｅとする時、Ｔ
ｅ＝１２６５．６−１１１．１Ｃ＋２２．２Ｖ＋４．４
Ｗ＋２．８Ｍｏで求められる値を基準にして−１０〜＋
４０℃の範囲に限定することにより、ＭＣ炭化物の粒径
を２μｍ以下と極めて微細にすることが可能となり、そ
れによって被研削性を大幅に向上することができるもの
である。本発明において注目しているＭＣ炭化物は別途
添加する炭化物として焼結により結合したもの、基地粉
末中に微細に析出し焼結時に炭化物として存在している
ものの二種類を指すものである。この他に本系の合金に
おいては熱処理時に非常に微細な２次炭化物としてＭＣ
炭化物が析出するが、この２次炭化物については非常に
微細であるため被研削性に及ぼす影響は小さい。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００７
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００７】
【作用】本発明において被研削性に優れた焼結超硬質合
金を得るためには、ＭＣ炭化物の粒径を制御することが
極めて重要な意味をもちその平均粒径が１．５μｍ以下
であることが優れた被研削性を得るために重要である。
また、ＭＣ炭化物の粒度分布として粒径が２μｍ以下の
ＭＣ炭化物が全ＭＣ炭化物粒子中８０％以上であり、さ
らに好ましくは粒径が２μｍ以下のＭＣ炭化物が全ＭＣ
炭化物粒子中８０％以上であり、かつ１．５μｍ以下の
ＭＣ炭化物粒子が全ＭＣ炭化物粒子中５０％以上である
ことが望ましい。このためには上述のように基地粉末の
粒径と焼結温度を制御することが必要となり、基地粉末
の粒径が７μｍを超えた場合には、焼結温度を共晶炭化
物溶融温度を基準にして−１０〜＋４０℃の範囲とした
場合でも焼結により合金を緻密化することが困難にな
る。
金を得るためには、ＭＣ炭化物の粒径を制御することが
極めて重要な意味をもちその平均粒径が１．５μｍ以下
であることが優れた被研削性を得るために重要である。
また、ＭＣ炭化物の粒度分布として粒径が２μｍ以下の
ＭＣ炭化物が全ＭＣ炭化物粒子中８０％以上であり、さ
らに好ましくは粒径が２μｍ以下のＭＣ炭化物が全ＭＣ
炭化物粒子中８０％以上であり、かつ１．５μｍ以下の
ＭＣ炭化物粒子が全ＭＣ炭化物粒子中５０％以上である
ことが望ましい。このためには上述のように基地粉末の
粒径と焼結温度を制御することが必要となり、基地粉末
の粒径が７μｍを超えた場合には、焼結温度を共晶炭化
物溶融温度を基準にして−１０〜＋４０℃の範囲とした
場合でも焼結により合金を緻密化することが困難にな
る。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００８
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００８】共晶炭化物溶融温度は、前述のＴｅを求め
る式で定義されるものを使用する。Ｃ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏの
値は基地粉末の値と別途添加する硬質粒子（炭化物、窒
化物、炭窒化物）の化合物の割合から計算して、前記基
地粉末の元素の値に合計した値から計算すればよい。簡
便な方法としては、焼結体の最終組成を分析して求めて
もよい。本発明で適当とする成分範囲で焼結温度と、焼
結体の密度、およびＭＣ炭化物の粒径との関係を詳しく
調査してみると、どちらも満足させる条件として、焼結
温度がＴｅに対して−１０〜＋４０℃の範囲が良いこと
がわかった。すなわち、焼結温度がＴｅ−１０を下回る
と焼結が不十分になり、焼結体の密度が低下する。逆に
焼結温度がＴｅ＋４０を越えるとＭＣ炭化物は成長し
て、その平均粒径が１．５μｍを越えるようになり、温
度上昇と共に２μｍを越えるＭＣ炭化物が増大するよう
になる。たとえば、焼結温度がＴｅ＋４７℃程度になる
とＭＣ炭化物の平均粒径は２μｍ以上となり、研削比は
５．５以下に低下する。 ─────────────────────────────────────────────────────
る式で定義されるものを使用する。Ｃ，Ｖ，Ｗ，Ｍｏの
値は基地粉末の値と別途添加する硬質粒子（炭化物、窒
化物、炭窒化物）の化合物の割合から計算して、前記基
地粉末の元素の値に合計した値から計算すればよい。簡
便な方法としては、焼結体の最終組成を分析して求めて
もよい。本発明で適当とする成分範囲で焼結温度と、焼
結体の密度、およびＭＣ炭化物の粒径との関係を詳しく
調査してみると、どちらも満足させる条件として、焼結
温度がＴｅに対して−１０〜＋４０℃の範囲が良いこと
がわかった。すなわち、焼結温度がＴｅ−１０を下回る
と焼結が不十分になり、焼結体の密度が低下する。逆に
焼結温度がＴｅ＋４０を越えるとＭＣ炭化物は成長し
て、その平均粒径が１．５μｍを越えるようになり、温
度上昇と共に２μｍを越えるＭＣ炭化物が増大するよう
になる。たとえば、焼結温度がＴｅ＋４７℃程度になる
とＭＣ炭化物の平均粒径は２μｍ以上となり、研削比は
５．５以下に低下する。 ─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成６年１２月２８日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１６
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１６】
【実施例】以下本発明を実施例を用いてさらに詳細に説
明する。 （実施例１）Ｃ ３．１％、Ｃｒ ４．１％、Ｗ １
０．２％、Ｍｏ ７．８％、Ｖ ８．４％、Ｃｏ ７．
８％残部Ｆｅおよび不可避不純物の鋼組成からなる水ア
トマイズ粉末をアトライタ−にて粉砕して種々の粒径を
もつ粉末を得た。この粉末に対し平均粒径１〜３μｍの
ＶＣを１％、ＴｉＮを１０％添加し、湿式アトライタ−
にて混合し、乾燥した後、プレス成形して成形体を得
た。さらにこの成形体を１１８０〜１２５０℃にて真空
焼結を行って焼結体を作製した。各焼結体について研磨
した後、画像解析によりＭＣ炭化物の平均粒径、粒度分
布を求めた。また、焼結体を焼なました後、試験片を製
作し、１２４０℃にて焼入れし、５２０〜５６０℃にて
焼戻し（１時間×３回）を行ない、硬さ（ＨＲＣ）の測
定とアルミナ砥石を用いた平面研削テストを行い各焼結
体の被研削性を評価した。結果を表１に示す。なお最終
組成において共晶炭化物溶融温度Ｔｅは１１８８℃とな
る。
明する。 （実施例１）Ｃ ３．１％、Ｃｒ ４．１％、Ｗ １
０．２％、Ｍｏ ７．８％、Ｖ ８．４％、Ｃｏ ７．
８％残部Ｆｅおよび不可避不純物の鋼組成からなる水ア
トマイズ粉末をアトライタ−にて粉砕して種々の粒径を
もつ粉末を得た。この粉末に対し平均粒径１〜３μｍの
ＶＣを１％、ＴｉＮを１０％添加し、湿式アトライタ−
にて混合し、乾燥した後、プレス成形して成形体を得
た。さらにこの成形体を１１８０〜１２５０℃にて真空
焼結を行って焼結体を作製した。各焼結体について研磨
した後、画像解析によりＭＣ炭化物の平均粒径、粒度分
布を求めた。また、焼結体を焼なました後、試験片を製
作し、１２４０℃にて焼入れし、５２０〜５６０℃にて
焼戻し（１時間×３回）を行ない、硬さ（ＨＲＣ）の測
定とアルミナ砥石を用いた平面研削テストを行い各焼結
体の被研削性を評価した。結果を表１に示す。なお最終
組成において共晶炭化物溶融温度Ｔｅは１１８８℃とな
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/30
Claims (4)
- 【請求項１】 重量%でＣ 1.0〜4.5%、Ｓi 1.5%以下、
Ｃr 3〜6%と、Ｗ 30%以下、Ｍo 20%以下の１種または２
種をＷ＋2Ｍoで45%以下、ＶとＮbの一種または二種を2
〜10%、Ｃo 20%以下を含み、残部Ｆeおよび不可避的不
純物からなる組成を有する基地粉末に、該基地粉末の全
重量に対して25%以下の炭化物粒子と、2〜25%の窒化物
または炭窒化物とから選ばれる一種または二種以上の粒
子とを混合し焼結により結合する焼結超硬質合金の製造
方法において、基地粉末の粒径を７μｍ以下とし、焼結
温度を共晶炭化物溶融温度に対し−１０℃から＋４０℃
の範囲とすることを特徴とする被研削性にすぐれた焼結
超硬質合金の製造方法。 - 【請求項２】 全ＭＣ炭化物粒子の平均粒径が、１．５
μｍ以下である微細なＭＣ炭化物が分散した組織を得る
ことを特徴とする請求項１に記載の被研削性にすぐれた
焼結超硬質合金の製造方法。 - 【請求項３】 ＭＣ炭化物の粒度分布として、全ＭＣ炭
化物粒子のうち、粒径が２μｍ以下のＭＣ炭化物が、全
ＭＣ炭化物粒子中８０％以上である微細なＭＣ炭化物が
分散した組織を得ることを特徴とする、請求項１、２の
いずれかに記載の被研削性にすぐれた焼結超硬質合金の
製造方法。 - 【請求項４】 ＭＣ炭化物の粒度分布として、全ＭＣ炭
化物粒子のうち、粒径が２μｍ以下のＭＣ炭化物が、全
ＭＣ炭化物粒子中８０％以上であり、かつ１．５μｍ以
下のＭＣ炭化物が全ＭＣ炭化物中５０％以上である微細
なＭＣ炭化物が分散した組織を得ることを特徴とする、
請求項１、２のいずれかに記載の被研削性にすぐれた焼
結超硬質合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27617694A JPH08134583A (ja) | 1994-11-10 | 1994-11-10 | 被研削性にすぐれた焼結超硬質合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27617694A JPH08134583A (ja) | 1994-11-10 | 1994-11-10 | 被研削性にすぐれた焼結超硬質合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08134583A true JPH08134583A (ja) | 1996-05-28 |
Family
ID=17565784
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27617694A Pending JPH08134583A (ja) | 1994-11-10 | 1994-11-10 | 被研削性にすぐれた焼結超硬質合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08134583A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007107034A (ja) * | 2005-10-12 | 2007-04-26 | Hitachi Powdered Metals Co Ltd | 耐摩耗性焼結部材の製造方法 |
| CN106498265A (zh) * | 2015-09-07 | 2017-03-15 | 哈尔滨理工大学 | 一种球墨铸铁炉前精确调C调Si方法 |
| CN114622122A (zh) * | 2022-03-04 | 2022-06-14 | 长沙市萨普新材料有限公司 | 一种高铌铁基超硬材料及其制备方法 |
| CN116689941A (zh) * | 2023-06-09 | 2023-09-05 | 北京航空航天大学 | 一种高温高强的搅拌摩擦焊焊头用钢及其制备方法 |
-
1994
- 1994-11-10 JP JP27617694A patent/JPH08134583A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007107034A (ja) * | 2005-10-12 | 2007-04-26 | Hitachi Powdered Metals Co Ltd | 耐摩耗性焼結部材の製造方法 |
| CN106498265A (zh) * | 2015-09-07 | 2017-03-15 | 哈尔滨理工大学 | 一种球墨铸铁炉前精确调C调Si方法 |
| CN114622122A (zh) * | 2022-03-04 | 2022-06-14 | 长沙市萨普新材料有限公司 | 一种高铌铁基超硬材料及其制备方法 |
| CN116689941A (zh) * | 2023-06-09 | 2023-09-05 | 北京航空航天大学 | 一种高温高强的搅拌摩擦焊焊头用钢及其制备方法 |
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