JPH0133542B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】[Detailed description of the invention]

1940年以後、摩耗しやすい工具や装置用の耐摩
耗性部品は、周期表のグループIVB、VBおよび
VIBから選択された金属を基材とする、微細に分
散した硬質炭化物相が、その結合材料であるコバ
ルトまたはニツケルまたは両方により焼結された
超硬合金から作られてきた。微細に破砕された粉
末の圧縮成形とこれに続く強化のための液相焼結
とによつて生成されたので、超硬合金は一般に１
〜15ミクロンの範囲内の硬質炭化粒子を特徴とす
るミクロ組織を有する。 結合材料として鋳鉄または鋼を使用することは
むずかしいことが判明している。その理由は、分
散した硬質相の微細分散状態および高い比表面積
がタングステンおよび鉄と炭素との比較的もろい
二元浸入型合金の形成を促進し、したがつて、配
合処方および焼結パラメータに維持された精密さ
と、鉄と炭素の間の親和力を満たすためになされ
た遊離炭素の添加に多少とも依存して、遊離した
結合材の容積部分を減少させ、焼結体をもろくす
るからである。 コバルトおよびニツケルとは異なり、鉄は安定
な炭化物Fe₃Cを形成し、かつコバルトまたはニ
ツケル結合材料よりももろい二元炭化物を形成す
る傾向が大きい。硬質炭化物から鉄への炭素の移
転は、結合材料である鉄又は鋼の融点付近または
それ以上の温度で行なわれる液相焼結中に鉄また
は鋼などの結合材料が液体または塑性状態で存在
することによつて促進される。 最近になつて、比較的粗い粒状の、例えば、1/
８〜3/16インチ（3.2〜4.8mm）の超硬合金の用意
された床に溶鋼または鋳鉄溶湯を鋳込むことによ
つて有用な耐摩耗性部品が作られるようになつ
た。 本発明は、Charles S.Baumの米国特許第
4024902号および第4140170号（特開昭54−60311
号公報参照）の溶融鋼注型法およびSven Karl
Gustav Ekemarの米国特許第4119459号（特公昭
60−11096号公報参照）の溶融鋳鉄法（米国特許
第4119459号に記載の超硬合金＝鋳鉄の結合法）
とは、次の２つの主要因によつて区別されうる。
すなわち、(1)鋼または鉄と、焼結超硬合金の分散
粒子、または特定寸法の焼結超硬合金の多数のビ
ーズまたは一次、未粉枠マクロ結晶質炭化物結晶
を含有する黒鉛との粉末成形体を、鋼または鋳鉄
の溶融温度より低い温度で焼結すること。(2)合金
の高密度化を達成するためにマトリツクス合金の
溶融温度を使用する代りに、焼結の前後に高圧縮
単位圧力（熱間静水圧圧縮を行なうときの圧力）
を使用し、それによつて分解、溶融または炭素の
拡散反応による分散硬質相粒子表面の劣化を回避
することである。 また、鋳造による方法は、特に、多数の小型ま
たは薄い肉厚の耐摩耗性部品を作るべき場合に、
粉末冶金方法に固有の周知の経済的利点を利用す
ることができない。また、必然的に処理温度およ
び流動性が比較的高いために、比較的粗い、表面
積の少ない炭化物粒子を使用しても、過量の望ま
しくない二元炭化物を形成する。 微粉砕された鋼―結合炭化物粉末を圧縮焼結す
る粉末冶金方法と、型内に予配置された粒状結合
炭化物中へ溶鋼または鋳鉄溶湯を鋳込むことを伴
う従来の両方法は、前述した問題を起こすから、
この発明の主目的は、鋼で焼結される硬質炭化物
合金が鉄およびタングステンと炭素との二元界面
合金を本質的に生ずることなく製作され、かつ分
散硬質炭化物相が粒界域分解や溶融および熱割れ
を生じないで、マクロ孔隙が本質的に存在しない
鋼マトリツクス中に強固に結合されるような方法
を開発することである。 この発明の別の目的は、圧縮成形および高温高
圧拡散結合を行なう粉末冶金技術によつて、金属
マトリツクス中に強固に密着結合された分散硬質
炭化物材料を有する組成物を生成することであ
る。 この発明のさらに別の目的は、強化鋼粉末マト
リツクス、またはこの発明に係る組成物中に埋込
み結合された硬質炭化物の耐摩耗性または切削イ
ンサートを有する工具を製造することである。 この発明のさらに別の目的は、実質的に非切削
性であり、かつ安全プレートや南京錠部品として
使用するのに適したものにするのに十分な衝撃抵
抗を有する部品を製造することである。 本発明の方法は、焼結された、タングステン超
硬合金粒子または一次、未粉砕マクロ結晶質（す
なわち、400メツシユ以上）の炭化タングステン
結晶を鉄と黒鉛との粉末、または鋼粉末と混合
し、この複合物を予成形型内で所望の形状に冷間
静水圧圧縮（等方圧圧縮とも言う）し、ついで比
較的低い温度で、特定的には鋼の溶融温度より低
い温度で、好適には、1900〜2250〓（1038〜1232
℃）の範囲内の温度で固相焼結し、ついで焼結体
を最終の高密度化を達成するために鋼の融点より
かなり低い温度で熱間静水圧圧縮（HIP）する工
程を含むものである。硬質炭化物粒子とこれを包
囲する鋼粉末との間に拡散結合が形成され、これ
によつて耐摩耗性硬質炭化物が定位置に保持され
る。 本発明の重要な因子は、冷間および熱間の高圧
高密度化であり、これにより、従来のように鋼結
合材料相の液状化を生じ、それによつて、鋼結合
材料と硬質分散相との間に前記の望ましくない反
応を促進するようなプロセス温度を回避すること
である。この技術は、この点に関しては、低比表
面積の硬質分散粒子を使用することによつて一層
強化される。この方法はまた、溶融鋼または溶融
鋳鉄が超硬合金の粒子を予備装填された型内へ鋳
込まれるようにされた、前記米国特許に開示され
ているような方法と比較して、比較的小寸法、薄
い断面、または複雑な設計の鋼―炭化物耐摩耗性
部品の製造の生産能力において顕著な進歩を与え
る。 さらに、マトリツクスとなる合金の化学的制御
と組成上の融通性とは溶融金属注型法よりもすぐ
れている。鋼または鋳鉄を溶融して鋳込むのに必
要とされる高処理温度を回避できることは、型の
再使用が可能となること、およびマトリツス金属
の鋳込損失およびリサイクルコストが生じ難いこ
とにより経済性もすぐれたものになる。 本発明の方法は高い研磨性の摩耗力ならびに衝
撃力に耐えなければならない部品の成形によく適
している。この方法は、農業、道路およびハイウ
エイ建設および保守．破砕．粉砕．掘削および加
工処理用の設備の耐摩耗性部品および切削工具を
形成するのに理想的に適している。 この方法によつて生成される製品の耐摩耗性
は、それらを実際に切削不能にする程度に高いか
ら、それらはまた金庫の安全プレートとして使用
するのにも理想的に適している。この耐摩耗性
は、これらの組成物の耐衝撃性と結合してそれら
をまた南京錠に使用するのに適したものにする。 本発明の本質は添付図面と関連する以下の詳細
な説明を参照することによつてさらに明らかにな
るであろう。 最終混合物の20〜70重量％を含む予合金された
鋼マトリツクス粉末または鉄粉末と黒鉛粉末との
混合物が、30〜80重量％のＷ、Ti、Ta、Nb、ま
たはZr、Ｖ、Hf、Mo、Ｂ、Si、Crまたはこれら
の混合物の硬質炭化物粒子に対し、焼結された超
硬合金粒子として、または一次の未結合、未焼
結、未粉砕の炭化物結晶として、混合される。約
３％のナフサまたは他の液体炭化水素が混合中の
粉末に添加され、これにより特に分散硬質相が約
250ミクロンより粗い硬質炭化物粒子から構成さ
れているとき、混合および型充填中に高密度の炭
化物粒子が偏析するのを防止する。 約250ミクロンより微細な分散硬質相粒子の場
合には、混合間での成分粒子の偏析の可能性が低
減されるから、パラフイン ワツクスまたはステ
アリン酸亜鉛のような固体潤滑剤を使用してもよ
い。 次に、分散された硬質炭化物相を含んでいるマ
トリツクス粉末は、ポリウレタンその他のエラス
トマープラスチツクで作られた予成形型中に充填
される。種々の化学組成の鋼粉末（炭素鋼合金鋼
またはステンレス鋼粉末のような）または鉄、鋼
またはニツケルのような元素金属粉末もまた、硬
質の炭化物分散相を含有する本体と接触してまた
は該本体を包囲して、または特定寸法の超硬合金
インサートを取囲んで任意の所望位置に、主体と
なる複合鋼粉末−炭化物混合物と共に同一型中に
充填される。充填された型は、適当なカバーを取
付けられ、ついで密封されてゴムの袋（バツグま
たはバルーンと呼ぶ）の中に置かれ、ついで真空
排気され、密封され、10000Psi（700Kg／cm²）を下
廻らず好適には35000psi（2.450Kg／cm²）の圧力で
静水圧圧縮される。 成形された粉末予成形体はついで型から取出さ
れ、真空中または保護性あるいは還元性ガス雰囲
気、例えば水素中で、鋼マトリツクスの溶融温度
より低い温度、好適には1900〜2100〓（1038〜
1149℃）で20〜90分間加熱される。 別法として予成形方法は、好適には液体炭化水
素、例えばナフサを、好適には７重量％およびメ
チルセルロースを好適には0.5重量％、圧縮潤滑
剤および生状結合剤として、含有する複合混合物
を鋼製の予成形型中に充填することからなる。生
状予成形体はついで型内で室温で空気乾燥され、
ついで型から取出されてゴムバツク中に置かれ、
ついで真空排気されて密封され、これによつて前
述したような冷間静水圧成形の準備ができあが
る。 このようにして固相焼結された成形体はある程
度の多孔性を保持している。すなわち、焼結中の
収縮は１％を超えない。しかしながら、ここに記
載されるような高圧静水圧成形とそれに続く焼結
とによつて達成される高密度化は相互に連続して
いる細孔の網状分布（ネツトワーク）を解消する
のに十分であり、したがつて、焼結体は既知の熱
間静水圧圧縮（HIP）方法により効果的な長終高
密度化を行うのに適していることが判明した。 この発明の目的のために熱間静水圧圧縮は、不
活性雰囲気中で、好適には1600〜2300〓（871〜
1260℃）でまたは鋼の溶融温度より低い任意の温
度で、10000psi（700Kg／cm²）の最低圧力で20〜90
分間、好適には約15000psi（1.050Kg／cm²）の圧力
で60分間行なわれる。同様に重要なこととして、
超硬合金粒子と鋼マトリツクスとの界面に合金層
が形成される。この界面合金層は、当初には、焼
結中に形成し、その後熱間静水圧圧縮中にさらに
高められるものであり、例えば、0.75％炭素鋼マ
トリツクスと1/8〜3/16インチ（3.2〜4.8mm）の
粒度範囲内の分散コバルト結合炭化物粒子との間
の薄い境界区域から成る。この結合層は厚さが典
型的には40ミクロン以下であり、かつ50ミクロン
以上になることはない。これらの条件下の界面結
合合金は主としてコバルトと鉄から構成されてい
る。結合層の形成は硬質分散相が比較的粗い粒子
のものであるとき特に重要である、その理由は、
これらの粒子はマトリツクス合金中に強固に保持
されない場合には抜け出しやすいからである。 分散硬質相を含む焼結超硬合金粒子の粒度は、
米国ふるい篩シリーズにおいて、2.5〜100メツシ
ユの一般粒度範囲内から選択され、好適な粒度範
囲は−12＋20メツシユ、−６＋12メツシユ、およ
び−４＋６メツシユである。特にメツシユ範囲が
選定される場合には、焼結超硬合金工具成分を破
砕しかつ寸法別に分級する既知の方法によつて調
製することができ、このような合金は、通常多く
の場合コバルトまたはニツケル結合炭化タングス
テン（WC）系のものであり、時にはTiC、TaC
またはNbCまたはこれらの硬質炭化物の組合せ
も含有する。 本発明の方法における付加的な有用性は、選択
形状およびサイズの、特定寸法の焼結結合タング
ステン炭化物インサートまたはこのような多くの
インサートの表面に、合金または金属、好適には
コルソンフロンズまたはニツケルのコーテイング
を施すことであり、その後インサートは予形型内
の選択位置において鋼または鉄―黒鉛マトリツク
スに埋込まれ、ついで充填型が静水圧圧縮され
る。使用されるコルソンブロンズのコーテイング
は第１表に示された公称組成の２つの中のどれで
もよい。 After 1940, wear-resistant parts for wear-prone tools and equipment were classified in groups IVB, VB and
Finely dispersed hard carbide phases based on metals selected from VIB have been made from cemented carbides sintered with their bonding materials cobalt or nickel or both. Cemented carbide generally has a
It has a microstructure characterized by hard carbonized particles in the range of ~15 microns. The use of cast iron or steel as bonding material has proven difficult. The reason is that the finely dispersed state and high specific surface area of the dispersed hard phase promotes the formation of relatively brittle binary interstitial alloys with tungsten and iron and carbon, thus maintaining the formulation and sintering parameters. Depending on the precision made and the addition of free carbon made to satisfy the affinity between iron and carbon, this reduces the volume fraction of free binder and makes the sintered body brittle. Unlike cobalt and nickel, iron forms stable carbides, Fe ₃ C, and has a greater tendency to form brittle binary carbides than cobalt or nickel bonding materials. The transfer of carbon from hard carbides to iron occurs during liquid-phase sintering, where the bonding material, such as iron or steel, is present in a liquid or plastic state during liquid-phase sintering, which occurs at temperatures near or above the melting point of the bonding material, iron or steel. This is facilitated by Recently, relatively coarse grained, e.g.
Useful wear-resistant parts have been made by pouring molten steel or cast iron into a prepared bed of 8-3/16 inch (3.2-4.8 mm) cemented carbide. The present invention is based on Charles S. Baum's U.S. Patent No.
No. 4024902 and No. 4140170 (JP-A-54-60311
(see publication) and Sven Karl's molten steel casting method.
Gustav Ekemar U.S. Patent No. 4119459
60-11096 Publication) molten cast iron method (Cemented carbide = cast iron bonding method described in U.S. Patent No. 4119459)
can be distinguished by two main factors:
(1) Powder of steel or iron with dispersed particles of sintered cemented carbide, or numerous beads of sintered cemented carbide of specific dimensions, or graphite containing primary, green frame macrocrystalline carbide crystals; Sintering of a compact at a temperature below the melting temperature of steel or cast iron. (2) Instead of using the melting temperature of the matrix alloy to achieve densification of the alloy, high compaction unit pressures (pressures when performing hot isostatic pressing) before and after sintering
, thereby avoiding deterioration of the surface of the dispersed hard phase particles due to decomposition, melting or carbon diffusion reactions. Casting methods are also useful, especially when large numbers of small or thin-walled wear-resistant parts are to be made.
The well-known economic advantages inherent in powder metallurgy methods cannot be exploited. Also, due to the necessarily relatively high processing temperatures and fluidities, even the use of relatively coarse, low surface area carbide particles results in the formation of excessive amounts of undesirable binary carbides. Both the powder metallurgy process of compacting and sintering pulverized steel-bonded carbide powder and the conventional process involving pouring molten steel or cast iron into granular bonded carbide pre-placed in a mold suffer from the problems mentioned above. Because it causes
The main object of this invention is that a hard carbide alloy sintered with steel is produced essentially without binary interfacial alloying of iron and tungsten with carbon, and that the dispersed hard carbide phase is free from grain boundary decomposition and melting. and to develop a method that provides a strong bond in a steel matrix that is essentially free of macroporosity without thermal cracking. Another object of this invention is to produce a composition having a dispersed hard carbide material tightly bonded in a metal matrix by powder metallurgy techniques using compression molding and high temperature, high pressure diffusion bonding. Yet another object of the invention is to produce a tool having hard carbide wear-resistant or cutting inserts embedded in a reinforced steel powder matrix or composition according to the invention. Yet another object of the invention is to produce a component that is substantially non-cuttable and has sufficient impact resistance to make it suitable for use as a safety plate or padlock component. The method of the present invention comprises mixing sintered, tungsten cemented carbide particles or primary, unground macrocrystalline (i.e., 400 mesh or more) tungsten carbide crystals with iron and graphite powder, or steel powder; This composite is cold isostatically pressed (also referred to as isostatically pressed) into the desired shape in a preform and then preferably compressed at a relatively low temperature, particularly below the melting temperature of the steel. is 1900~2250〓(1038~1232
The process involves solid-state sintering at a temperature in the range of 0.25°F (°C) and then hot isostatic pressing (HIP) of the sintered body at a temperature well below the melting point of the steel to achieve final densification. . A diffusion bond is formed between the hard carbide particles and the surrounding steel powder, which holds the wear-resistant hard carbide in place. The key factor of the present invention is cold and hot high pressure densification, which conventionally results in liquefaction of the steel bond material phase, thereby separating the steel bond material and the hard dispersed phase. The aim is to avoid process temperatures that would promote the aforementioned undesirable reactions during the process. This technique is further enhanced in this regard by the use of hard dispersed particles of low specific surface area. This method is also relatively incomparable compared to methods such as those disclosed in the aforementioned U.S. patent, in which molten steel or molten cast iron is cast into a mold preloaded with particles of cemented carbide. Provides a significant advance in production capacity for manufacturing steel-carbide wear-resistant parts of small dimensions, thin cross-sections, or complex designs. Additionally, the chemical control and compositional flexibility of the matrix alloy is superior to molten metal casting. Avoiding the high processing temperatures required to melt and cast steel or cast iron is economical due to the ability to reuse molds and less casting losses and recycling costs for matrices. It will also be excellent. The method of the invention is well suited for molding parts that have to withstand highly abrasive abrasive forces as well as impact forces. This method is used in agriculture, road and highway construction and maintenance. Crushing. Grinding. Ideal for forming wear-resistant parts and cutting tools for drilling and processing equipment. The wear resistance of the products produced by this method is so high as to render them practically uncuttable, so that they are also ideally suited for use as safety plates in safes. This abrasion resistance, combined with the impact resistance of these compositions, makes them also suitable for use in padlocks. The nature of the invention will become more apparent from the following detailed description taken in conjunction with the accompanying drawings. A prealloyed steel matrix powder or a mixture of iron powder and graphite powder containing 20-70% by weight of the final mixture contains 30-80% by weight of W, Ti, Ta, Nb, or Zr, V, Hf, Mo. , B, Si, Cr or mixtures thereof, as sintered cemented carbide particles or as primary unbonded, unsintered, unmilled carbide crystals. Approximately 3% naphtha or other liquid hydrocarbon is added to the powder during mixing, which specifically reduces the dispersed hard phase to approximately 3%.
When composed of hard carbide particles coarser than 250 microns, the dense carbide particles prevent segregation during mixing and mold filling. For dispersed hard phase particles finer than about 250 microns, solid lubricants such as paraffin wax or zinc stearate may be used since the potential for segregation of component particles during mixing is reduced. . The matrix powder containing the dispersed hard carbide phase is then filled into a preform mold made of polyurethane or other elastomeric plastic. Steel powders of various chemical compositions (such as carbon steel alloy steel or stainless steel powders) or elemental metal powders such as iron, steel or nickel may also be used in contact with or with the body containing the hard carbide dispersed phase. It is filled in the same mold with the main composite steel powder-carbide mixture at any desired location surrounding the body or around a cemented carbide insert of specific dimensions. The filled mold is fitted with a suitable cover, then sealed and placed in a rubber bag (called a bag or balloon), which is then evacuated, sealed and subjected to pressure of 10000 Psi (700 Kg/cm ² ). It is preferably hydrostatically compressed at a pressure of 35,000 psi (2.450 Kg/cm ² ). The shaped powder preform is then removed from the mold and heated in vacuum or in a protective or reducing gas atmosphere, such as hydrogen, at a temperature below the melting temperature of the steel matrix, preferably from 1900 to 2100
1149℃) for 20-90 minutes. Alternatively, the preforming process preferably comprises a composite mixture containing a liquid hydrocarbon, such as naphtha, preferably 7% by weight, and methylcellulose, preferably 0.5% by weight, as compression lubricant and green binder. It consists of filling into a steel preform mold. The green preform is then air dried in the mold at room temperature;
It was then removed from the mold and placed in a rubber bag.
It is then evacuated and sealed, thereby making it ready for cold isostatic pressing as described above. The molded body solid-phase sintered in this manner retains a certain degree of porosity. That is, the shrinkage during sintering does not exceed 1%. However, the densification achieved by high-pressure isostatic pressing followed by sintering as described herein is sufficient to eliminate the network of interconnected pores. The sintered bodies were therefore found to be suitable for effective long-term densification by the known hot isostatic pressing (HIP) method. For the purposes of this invention, hot isostatic pressing is carried out in an inert atmosphere, preferably between 1600 and 2300〓 (871
20 to 90 at a minimum pressure of 10000psi (700Kg/ ^cm2 ) at 1260℃) or any temperature below the melting temperature of the steel.
for 60 minutes, preferably at a pressure of about 15,000 psi (1.050 Kg/cm ² ). Equally important,
An alloy layer is formed at the interface between the cemented carbide particles and the steel matrix. This interfacial alloy layer is initially formed during sintering and then further enhanced during hot isostatic pressing, e.g., 1/8 to 3/16 in. (3.2 It consists of a thin interfacial zone between dispersed cobalt-bonded carbide particles in the particle size range of ~4.8 mm). This bonding layer is typically less than 40 microns thick and never more than 50 microns thick. The interfacially bonded alloy under these conditions consists primarily of cobalt and iron. The formation of a bonding layer is particularly important when the hard dispersed phase is of relatively coarse particles, because
This is because these particles tend to escape if they are not firmly held in the matrix alloy. The particle size of sintered cemented carbide particles containing dispersed hard phase is
In the US Sieve Sieve series, it is selected from within the general particle size range of 2.5 to 100 mesh, with preferred particle size ranges being -12+20 mesh, -6+12 mesh, and -4+6 mesh. Particularly when mesh ranges are chosen, sintered cemented carbide tool components can be prepared by known methods of crushing and sizing, and such alloys are usually cobalt or Nickel-bonded tungsten carbide (WC) based, sometimes TiC, TaC
or NbC or a combination of these hard carbides. An additional utility in the method of the present invention is that the surface of a sintered bonded tungsten carbide insert of selected shape and size, or a number of such inserts, is coated with an alloy or metal, preferably Corson Fronze or Nickel. The insert is then embedded in a steel or iron-graphite matrix at selected locations within the preform, and the filled mold is then isostatically compacted. The Corson bronze coating used can be of any of the two nominal compositions shown in Table 1.

【表】 冷間静水圧圧縮に後続して、次の炭化物―鋼成
形体の焼結および熱間静水圧圧縮中、金属被覆お
よび又は焼結された炭化物物体上のコーテイング
は自発的に拡散結合を形成し、これにより特定寸
法の結合炭化物物体がマトリツクス中に保持され
るところの結合力を増大する。この方法により、
特定形状およびサイズの単一の被覆焼結された結
合炭化物物体または多数のそのような物体は粒子
状の分散硬質炭化物相を置換しそれによつて金属
や岩石を切削または掘削するための耐摩耗性物体
または工具を形成する。 この発明の方法において使用される比較的低い
加工処理温度は、分散硬質炭化物相の粒子に十分
によく結合しないような鋼マトリツクスの粉末組
成物が使用される場合には、マトリツクスと炭化
物粒子との界面において結合力が不十分になるこ
とが認められている。このような場合には、例え
ば、この発明の方法で記載されたように比較的低
い固相焼結温度では焼結性が低いことが知られて
いるような合金鋼粉末が使用される場合には、硬
質炭化物粒子を例えば、無電解金属被覆または真
空気相被覆（真空蒸着）のような既知の方法によ
つて、ニツケルまたは銅で予備被覆することが有
利であることが判つた。混合前に、硬質炭化物分
散部分にこのようにして施されたニツケルコーテ
イングは炭化物粒子結合力を改良することが見出
された。硬質炭化物粒子をこのように予備被覆す
ることは、またステンレス鋼粉末が使用されてい
るときにも有利である。 上記方法のさらに有用な部分は、被覆により結
合された炭化物の粒子の代りに、米国篩いシリー
ズにおいて60〜400メツシユの粒度範囲部分の、
好適には、例えば、−60＋100、−80＋200、または
−150＋325のメツシユ範囲の未粉砕マクロ組織の
炭化物結晶からなる分散硬質炭化物相を、鋼また
は鉄―黒鉛粉末形体に導入することである。マク
ロ組織の超硬合金組成物を成形するための本発明
の方法は上述したものと全く同一である。 実施される加工処理温度が比較的低いことによ
り実質的に鉄とタングステンのもろい複炭化物
（η相）と大きい多孔性を有しないマクロ組織を
形生する。 例えば、通常のコバルト結合材料の代りに、鋼
結合材料を使用する液相焼結によりミクロ組織の
結合タングステン超硬合金がもろいイータ（η）
相を形成する傾向は周知である。液相焼結を回避
すること、したがつて液相焼結が助長する炭素移
転を回避することは、分散硬質相を構成する未粉
砕マクロ結晶質炭化物粒子の非常に低い比表面積
と同様に、この方法で生成される二相から成る鋼
―炭化物マクロ組織の形成を良好にする上で不可
欠であると信じられる。ここで言う液相焼結と
は、結合材料である鋼が少なくとも部分的に液体
であるような温度における焼結を意味するもので
あることが理解されるべきである。従つて、この
発明において液相焼結を禁止することは、、結合
または高密度化を促進するために粉末またはコー
テイングとして添加され、焼結または熱間静水圧
圧縮中に液体になるように意図された低融点金属
または合金（例えば、銅またはコルソン ブロン
ズ）には適用されない。 未粉砕のマクロ組織硬質炭化物結晶を分散硬質
相として使用することは、比表面積が低い硬質相
を維持するための有効な手段として、この発明の
方法の好適実施態様である。しかしながら、本質
的に結合材料を含まないより細かいかまたは粉砕
された硬質集合体も同様に使用されうることが認
められる。 前述したマクロ組織物体の重要な面は、冷間静
水圧圧縮、焼結および熱間静水圧圧縮の前にマト
リツクス―炭化物粉末混合体またはこれらの２種
の材料のどれかを別々にボール・ミルその他の粉
砕処理にかけるのを回避することである。健全な
商用焼結炭化物構造体にとつて不可欠と一般にみ
なされていた従前の慣用手段は、炭化物粉末と鉄
基マトリツクス粉末との間の反応を高め、その結
果としてもろい複炭化物が形成される。粉砕を回
避することはまたコストも低減させる。 本発明の方法は、マクロ的結晶質の炭化物、特
定的にはWC、TiC、TaCまたはNbC、あるいは
これらの組合せまたは固溶体のどれでも使用する
ことができ、これらの炭化物はすべてこれらの粗
結晶質の一元および二元炭化物の特徴である低比
表面積および角張つた、ブロツク形状を示すもの
である。一次マクロ結晶質炭化物材料をコバルト
またはニツケルと共に微粉砕し、2400〜2800〓
（1316〜1538℃）の温度範囲内で液相焼結するこ
とによつて焼結炭化物ミクロ組織を形成すること
は周知であり、得られる散硬質炭化物相は典型的
には１ミクロと約10ミクロとの間の粒度を持つも
のである。 これと反対に、本発明の方法は分散した、単一
マクロ結晶質炭化物粒子を生じ、その粒度はきわ
めて粗い場合の250ミクロンから約40ミクロンの
範囲内で選択できる。 この発明を下記の実施例によつてさらに説明す
る。 実施例 １ 回転式さとうきび破砕機用の耐摩耗性切断チツ
プが製作された。ほゞ55重量％の1/8〜3/16イン
チ（3.2〜4.8mm）のコバルトで被覆された結合タ
ングステン炭化物粒子と、ほゞ44.67重量％の−
100メツシユの微粒化鉄粉末と、0.33重量％の−
325メツシユの黒鉛粉末との均一混合物が調製さ
れた。混合中には高密度の結合炭化物粒子の偏析
を最少にするために５重量％のナフサが添加され
た。 この湿つた混合物は所望の工具の形状を有する
エラストマーポリウレタンの型空隙中に手操作で
詰め込まれ、型空隙の寸法は冷間静水圧粉末圧縮
および１％の焼結収縮とを許容するように定めら
れていた。 35000psi（2450Kg／cm²）における冷間静水圧圧
縮後、圧縮された予成形体は型から取出され、
2000〓（1093℃）で60分間真空焼結されついで焼
結体はヘリウム雰囲気中2250〓（1232℃）、圧力
15000psi（1050Kg／cm²）で60分間静水圧圧縮され
た。 金属組織検査により、マトリツクスは大部分の
パーライトと小部分のフエライトからなる組織を
有し硬度はロツクウルＣ３２〜３５であり、これ
は徐冷された、低多孔度の公知の0.75％炭素鋼の
典型的なものであつた。結合炭化物とマトリツク
スとの界面は、主として、鉄とコバルトからなる
ものと信じられる合金の約５ミクロン幅の帯状相
で占められていた。結合炭化物分散粒子はその硬
度はロツクウエルＡスケールで90〜94で熱割れに
よる損傷を示さず、また界面境界にまたはその付
近に存在した分散炭化物相の溶解、溶融または分
解の形跡も認められず、該境界は前記鉄―コバル
ト合金拡散ゾーンを除いては鮮鋭であつた。η相
が有害となり得るほど集中した状態は観察されな
かつた。試験物体は室温で手動ハンマーによつて
マンドル上で曲げることができ、衝撃荷重に対す
る高い抵抗を有しかつ本質的に脆性破壊を生じな
いことが見出された。 第１図は、焼結が2100〓（1149℃）で行なわれ
たことを除いては、実施例１に従つて生成された
複合物の典型的区域の顕微鏡写真である。コバル
ト被覆され、および又は焼結されたタングステン
炭化物粒子４０は、図示のように、鉄とコバルト
を含有する拡散ゾーン４５によつて大部分がパー
ライト組織５０からなる普通炭素鋼に冶金学的に
結合されている。拡散ゾーン４５の厚さはほゞ３
ミクロンである。 乾燥砂／ゴム車輪による摩耗抵抗テスト（AS
−TM G65Aによる）で５回のテストの平均摩耗
損失量は50.1mm³であつた。また湿り砂摩耗試験
では重量減は0.6838グラムであつた。 実施例 ２ 耐摩耗性の、２インチ（50.8mm）平方、3/8イ
ンチ（9.5mm）厚の厚板が製作された、この厚板
は２重量％のCuを含有する40重量％の0.75％炭素
鋼により結合された60重量％の未粉砕の−60＋
100メツシユのマクロ結晶質WCから成るもので
ある。−60＋100メツシユのマクロ組織結晶質WC
と、−325メツシユの黒鉛粉末と、−100メツシユの
鉄粉末と、−325メツシユの銅粉末とが粉砕されず
に乾式配合されて均一混合物を形成しついで乾燥
混合物の７重量％と0.5重量％にそれぞれ等しい
液体ナフサとメチルセルロースを混合することに
よつて湿らせられ、ついで鋼製予成形型に詰め込
まれて所望最終寸法のほゞ102％に等しい寸法の
強固な生プレートを成形した。 型内で室温で空気乾燥した後、成形体は型から
取出され、ゴム、バツグ内に置かれ、さらに実施
例１で記載されたように冷間静水圧圧縮、焼結お
よび熱間静水圧圧縮によつて処理された。金属組
織検査は鋼マトリツクス全体にわたつて均等に分
散したマクロ結晶質WCのマクロ組織を示した。
WCと鋼との界面に未知組成の５ミクロン厚の結
合層が観察された。これらの界面はもろい二元炭
化物相および割れを生じていなかつた。 実施例 ３ 前述と同一法による乾燥砂摩耗試験での平均容
積減少量は29.7mm³で湿式砂試験での平均重量減
は2.204グラムであつた。 焼結により結合された５重量％のコバルト―タ
ングステン炭化物の特定寸法のプレートを取囲む
複合１ 1/2インチ（38.1mm）立方の鋼の耐摩耗性
物体が製作され、これは焼結により結合炭化物の
特定寸法のプレートを静水圧圧縮前に生粉末にそ
の外表面が鋼立方体の外表面と同一平面になるよ
うに埋込むことを意図したものであつた。97.25
重量％の−100メツシユの微粒化鉄粉末と、２重
量％の−325メツシユのCu粉末と、0.75重量％の
黒鉛とからなる乾燥未粉砕混合物が作られ、つい
で乾燥混合物の５重量％と0.3重量％にそれぞれ
相当するナフサとメチルセルロースが混合され
た。ついでこれはエラストマー材の型に詰め込ま
れ、ついで焼結結合炭化物の１インチ（25.4mm）
平方、1/4インチ（6.4mm）厚のプレートが鉄粉末
混合物にそれらの外表面が一致するように押し込
まれた。 型は、密封後、ゴムバツグ内に置かれ、真空排
気され、密封され、この時点において実施例１の
場合のように静水圧圧縮され、型から取出され、
焼結され、そして熱間静水圧圧縮された。金属組
織検査は、予め配置された焼結炭化物のプレート
がそれを３つの側部で包囲する鋼マトリツクスに
５ミクロンの界面結合相によつて結合されてお
り、かつ全組織が健全で割れのないことを示し
た。 第２図はこの実施例で記載されたように製造さ
れた耐摩耗性プレート２０を説明するものである
が、この場合には、１つではなく３つの結合炭化
物インサート３０がプレート２０に埋込まれ、各
インサート３０の表面４５が工具２０の加工端４
０と実質的に一致するようになつている。図示の
ように、界面結合相３５は実質的に均一で連続し
ておりかつ被覆および又は焼結された炭化物と強
化炭素鋼―鋼マトリツクス２５との間に強靭な密
着結合相を形成している。 ある程度の摩耗を伴う用途においては、耐摩耗
性プレートが使用される場所の環境の腐食性に応
じて、ステンレス鋼または合金鋼粉末が、この実
施例で利用された鉄、炭素および銅粉末に代つて
有利に使用されうる。 第３図は本発明に係る工具の別の実施態様の横
断面図を示す。工具１は実施例３に記載されてい
るように大体製造できるが、但しこの場合には、
焼結された炭化物のインサート５は、その加工端
２が工具１の鋼本体１０を越えて外方に突出する
ようにされている。この図に示されているよう
に、インサート５は鋼本体１０に拡散ゾーン１５
によつて結合され、この拡散ゾーンは高温高圧焼
結処理中インサート５からのコバルトと鋼本体１
０からの鉄との相互拡散によつて形成されたもの
である。 特許請求の範囲内で多くの改変がなされうる。[Table] Following cold isostatic pressing, during subsequent sintering and hot isostatic pressing of the carbide-steel compact, the metallization and/or coating on the sintered carbide body spontaneously undergoes diffusion bonding. , thereby increasing the bonding strength by which bonded carbide bodies of specific dimensions are held in the matrix. With this method,
A single coated sintered bonded carbide object or a large number of such objects of a specific shape and size replaces the particulate dispersed hard carbide phase, thereby providing wear resistance for cutting or drilling metals and rocks. form an object or tool; The relatively low processing temperatures used in the method of the present invention may reduce the bonding between the matrix and the carbide particles if a powder composition of the steel matrix is used that does not bond sufficiently well to the particles of the dispersed hard carbide phase. It has been observed that there is insufficient bonding force at the interface. In such cases, for example, when alloyed steel powders are used which are known to have poor sinterability at relatively low solid state sintering temperatures as described in the method of the invention. found it advantageous to precoat the hard carbide particles with nickel or copper by known methods such as electroless metallization or vacuum phase coating (vacuum deposition). It has been found that a nickel coating applied in this manner to the hard carbide dispersed portion prior to mixing improves carbide particle bonding strength. Precoating the hard carbide particles in this manner is also advantageous when stainless steel powder is used. A further useful part of the above method is that instead of carbide particles bound by a coating, a fraction of the particle size range from 60 to 400 mesh in the US sieve series is
Preference is given to introducing into the steel or iron-graphite powder form a dispersed hard carbide phase consisting of carbide crystals of unground macrostructure, for example in the -60+100, -80+200 or -150+325 mesh range. The method of the present invention for forming macrostructured cemented carbide compositions is exactly the same as described above. The relatively low processing temperatures carried out substantially form a brittle double carbide of iron and tungsten (η phase) and a macrostructure without significant porosity. For example, liquid-phase sintering using a steel bonding material instead of the usual cobalt bonding material creates a bonded tungsten cemented carbide in the microstructure with a brittle eta (η)
The tendency to form phases is well known. Avoiding liquid phase sintering, and thus avoiding the carbon transfer that liquid phase sintering facilitates, is due to the very low specific surface area of the unground macrocrystalline carbide particles that constitute the dispersed hard phase. It is believed that this is essential for improving the formation of the two-phase steel-carbide macrostructure produced by this method. It is to be understood that liquid phase sintering here means sintering at a temperature such that the bonding material steel is at least partially liquid. Therefore, prohibiting liquid phase sintering in this invention means that sintering is added as a powder or coating to promote bonding or densification and is intended to become liquid during sintering or hot isostatic pressing. It does not apply to low melting point metals or alloys (e.g. copper or Corson bronze). The use of unmilled macrostructured hard carbide crystals as the dispersed hard phase is a preferred embodiment of the process of the invention as an effective means of maintaining a hard phase with a low specific surface area. However, it is recognized that finer or ground hard aggregates essentially free of binding material may be used as well. An important aspect of the macrotextured objects mentioned above is the ball milling of the matrix-carbide powder mixture or either of these two materials separately prior to cold isostatic pressing, sintering and hot isostatic pressing. The purpose is to avoid subjecting it to other crushing processes. Previously conventional measures, generally considered essential to a healthy commercial sintered carbide structure, enhance the reaction between the carbide powder and the iron-based matrix powder, resulting in the formation of a brittle double carbide. Avoiding crushing also reduces costs. The method of the invention can be used with macrocrystalline carbides, in particular WC, TiC, TaC or NbC, or combinations or solid solutions thereof, all of which are coarsely crystalline. This shows the low specific surface area and angular, block shape that are characteristic of mono- and binary carbides. Finely pulverize primary macrocrystalline carbide material with cobalt or nickel to 2400~2800〓
It is well known to form sintered carbide microstructures by liquid phase sintering in the temperature range (1316-1538°C), and the resulting hard carbide phase is typically 1 micron and about 10 It has a particle size between micro and micro. In contrast, the process of the present invention produces dispersed, single macrocrystalline carbide particles whose particle size can be selected within the range of 250 microns for very coarse to about 40 microns. The invention will be further illustrated by the following examples. Example 1 A wear-resistant cutting tip for a rotary sugar cane crusher was fabricated. Approximately 55% by weight of 1/8 to 3/16 inch (3.2 to 4.8mm) cobalt-coated bonded tungsten carbide particles and approximately 44.67% by weight of cobalt-coated bonded tungsten carbide particles.
100 mesh of micronized iron powder and 0.33% by weight of -
A homogeneous mixture with 325 mesh of graphite powder was prepared. 5% by weight naphtha was added during mixing to minimize segregation of dense bonded carbide particles. This wet mixture is manually packed into an elastomeric polyurethane mold cavity having the desired tool shape, the dimensions of the mold cavity being determined to allow for cold isostatic powder compaction and 1% sintering shrinkage. It was getting worse. After cold isostatic pressing at 35000 psi (2450 Kg/cm ² ), the compressed preform was removed from the mold and
The sintered body was vacuum sintered at 2000㎓ (1093℃) for 60 minutes, and then the sintered body was sintered at 2250㎓ (1232℃) and pressure in a helium atmosphere.
It was hydrostatically compressed at 15000 psi (1050 Kg/cm ² ) for 60 minutes. Metallographic examination revealed that the matrix had a structure consisting mostly of pearlite and a small proportion of ferrite, with a hardness of C32-35, which is typical of known slow-cooled, low-porosity 0.75% carbon steels. It was something like that. The interface between the bonded carbide and the matrix was dominated by an approximately 5 micron wide band of an alloy believed to consist primarily of iron and cobalt. The bonded carbide dispersed particles had a hardness of 90 to 94 on the Rockwell A scale, showing no damage due to thermal cracking, and no evidence of dissolution, melting, or decomposition of the dispersed carbide phase present at or near the interface boundary. The boundaries were sharp except for the iron-cobalt alloy diffusion zone. No harmful concentrations of the η phase were observed. It was found that the test object could be bent on a mandle with a hand hammer at room temperature and had high resistance to impact loads and essentially no brittle fracture. FIG. 1 is a photomicrograph of a typical area of a composite produced according to Example 1, except that sintering was performed at 2100°C (1149°C). The cobalt coated and/or sintered tungsten carbide particles 40 are metallurgically bonded to a plain carbon steel comprising a predominantly pearlite structure 50 by an iron and cobalt containing diffusion zone 45 as shown. has been done. The thickness of the diffusion zone 45 is approximately 3
It is micron. Abrasion resistance test with dry sand/rubber wheels (AS
- according to TM G65A), the average wear loss over the five tests was 50.1 ^mm3 . In the wet sand abrasion test, the weight loss was 0.6838 grams. Example 2 A wear-resistant, 2-inch (50.8 mm) square, 3/8-inch (9.5 mm) thick plank was fabricated containing 40 wt.% 0.75 with 2 wt.% Cu. 60% unmilled −60+ by weight bonded by % carbon steel
It consists of 100 meshes of macrocrystalline WC. -60+100 mesh macrostructure crystalline WC
, −325 mesh of graphite powder, −100 mesh of iron powder, and −325 mesh of copper powder were dry blended without grinding to form a homogeneous mixture, and then 7% by weight and 0.5% by weight of the dry mixture. of liquid naphtha and methylcellulose, respectively, and then packed into a steel preform mold to form a solid green plate with dimensions equal to approximately 102% of the desired final dimensions. After air drying in the mold at room temperature, the compact was removed from the mold, placed in a rubber bag, and further subjected to cold isostatic pressing, sintering and hot isostatic pressing as described in Example 1. processed by. Metallographic examination showed a macrostructure of macrocrystalline WC evenly distributed throughout the steel matrix.
A 5 micron thick bonding layer of unknown composition was observed at the interface between WC and steel. These interfaces were free of brittle binary carbide phases and cracks. Example 3 The average volume loss in the dry sand abrasion test using the same method as described above was 29.7 mm ³ and the average weight loss in the wet sand test was 2.204 grams. A composite 1 1/2 inch (38.1 mm) cubic steel wear-resistant body was fabricated surrounding dimensioned plates of 5 wt% cobalt-tungsten carbide bonded by sintering; It was intended that a plate of specific dimensions of carbide be embedded in the green powder prior to isostatic pressing so that its outer surface was flush with the outer surface of the steel cube. 97.25
A dry unground mixture was made consisting of -100 mesh of micronized iron powder, 2 weight percent of -325 mesh of Cu powder, and 0.75 weight percent graphite, followed by 5 weight percent of the dry mixture and 0.3 weight percent of -100 mesh micronized iron powder. Naphtha and methylcellulose were mixed in respective weight percentages. This is then packed into a mold of elastomeric material, followed by 1 inch (25.4 mm) of sintered bonded carbide.
Square, 1/4 inch (6.4 mm) thick plates were pressed into the iron powder mixture so that their outer surfaces matched. After sealing, the mold is placed in a rubber bag, evacuated, sealed, and at this point isostatically compressed as in Example 1, removed from the mold,
Sintered and hot isostatically pressed. Metallographic examination shows that the pre-placed cemented carbide plate is bonded to the surrounding steel matrix on three sides by a 5 micron interfacial bonding phase and that the entire structure is sound and free of cracks. It was shown that FIG. 2 illustrates a wear resistant plate 20 manufactured as described in this example, but in this case three bonded carbide inserts 30 are embedded in the plate 20 instead of one. The surface 45 of each insert 30 is the machining end 4 of the tool 20.
0. As shown, the interfacial bonding phase 35 is substantially uniform and continuous and forms a strong cohesive bonding phase between the coated and/or sintered carbide and the reinforced carbon steel-steel matrix 25. . In applications involving some degree of wear, stainless steel or alloy steel powders may be substituted for the iron, carbon, and copper powders utilized in this example, depending on the corrosivity of the environment where the wear plate is used. It can be used advantageously. FIG. 3 shows a cross-sectional view of another embodiment of the tool according to the invention. Tool 1 can be manufactured approximately as described in Example 3, with the exception that in this case:
The sintered carbide insert 5 is such that its working end 2 projects outwardly beyond the steel body 10 of the tool 1. As shown in this figure, the insert 5 has a diffusion zone 15 in the steel body 10.
This diffusion zone combines the cobalt from the insert 5 and the steel body 1 during the high temperature and pressure sintering process.
It was formed by interdiffusion with iron from zero. Many modifications may be made within the scope of the claims.

【図面の簡単な説明】[Brief explanation of drawings]

第１図は強化鋼粉末マトリツクスに埋込み結合
されたコバルト結合材料を有する焼結炭化物粒子
を示す1500倍率の顕微鏡写真である。第２図は強
化鋼粉末マトリツクスに埋込み結合された焼結炭
化物インサートを有する耐摩耗性プレートの断面
斜視図である。第３図は強化鋼粉末のマトリツク
ス中に埋込み結合された焼結炭化物のボタンを有
する切削工具の一部の横断面図である。 ４０……コバルト結合タングステン炭化物粒
子、４５……拡散ゾーン、５０……パーライト組
織、２０……耐摩耗性プレート、３０……インサ
ート、３５……界面結合相、４０……工具の加工
端、４５……インサート表面、１……工具、２…
…加工端、５……インサート、１０……鋼本体、
１５……拡散ゾーン。 FIG. 1 is a photomicrograph at 1500 magnification showing cemented carbide particles with cobalt bonding material embedded in a reinforced steel powder matrix. FIG. 2 is a cross-sectional perspective view of a wear-resistant plate having a cemented carbide insert embedded in a reinforced steel powder matrix. FIG. 3 is a cross-sectional view of a portion of a cutting tool having a cemented carbide button embedded in a matrix of reinforced steel powder. 40... Cobalt-bonded tungsten carbide particles, 45... Diffusion zone, 50... Pearlite structure, 20... Wear-resistant plate, 30... Insert, 35... Interfacial bonding phase, 40... Machining end of tool, 45 ...Insert surface, 1...Tool, 2...
...Processed end, 5...Insert, 10...Steel body,
15...Diffusion zone.

Claims (1)

【特許請求の範囲】 １ 米国篩シリーズで400メツシユより大きい粒
度を有し、炭化タングステン、炭化チタン、炭化
タンタル、炭化ニオブ、炭化ジルコニウム、炭化
バナジウム、炭化ハフニウム、炭化モリブデン、
炭化クロム、炭化ボロン、炭化シリコン、それら
の混合物、それらの固溶体および焼結炭化物合金
からなり硬度がロツクウエルＡスケールで90〜94
の硬質炭化物のグループから選択されている炭化
物材料30〜80重量％と； 前記炭化物材料が埋込まれ結合されているマト
リツクス材料であつて、 鋼、鋼と銅、および鋼とニツケルからなるグル
ープから選択され硬度がロツクウエルＣスケール
で32〜35で大部分がパーライトで一部がフエライ
トのマトリツクス材料20〜70重量％と； 厚さが50ミクロンより大きくない前記炭化物材
料と前記マトリツクスとの界面とより成り、粉末
成形体を鋼または鋳鉄の溶融温度より低い温度で
焼結することにより得られた、鋼―硬質炭化物複
合耐摩耗性成形品。 ２ 前記界面の厚さが40ミクロ以下であることを
さらに特徴とする特許請求の範囲第１項記載の組
成物。 ３ 前記硬質炭化物が炭化タングステンであるこ
とを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の成形
品。 ４ 前記組成物が室温で延性であることをさらに
特徴とする特許請求の範囲第１項記載の成形品。 ５ 前記鋼が合金鋼であることをさらに特徴とす
る特許請求の範囲第１項または第３項に記載の成
形品。 ６ 前記鋼がステンレス鋼であることをさらに特
徴とする特許請求の範囲第１項または第３項に記
載の成形品。 ７ 米国篩シリーズで400メツシより大きい粒度
でかつ銅又はコバルトのコーテイングを有する、
炭化タングステン、炭化チタン、炭化タンタル、
炭化ニオブ、炭化ジルコニウム、炭化バナジウ
ム、炭化ハフニウム、炭化モリブデン、炭化クロ
ム、炭化ボロン、炭化シリコン、それらの混合
物、それらの固溶体および焼結炭化物合金からな
る硬質炭化物のグループから選択され硬度がロツ
クウエルＡスケールで90〜94の炭化物材料30〜80
重量％と； 鋼、純鉄と黒鉛、鋼と銅および鋼とニツケルか
らなるグループから選択された、硬度がロツクウ
エルＣスケールで32〜35のマトリツクス形成材料
20〜70重量％と； 前記炭化物材料と前記マトリツクスとの間に強
靭な密着性結合を形成する前記コバルト又は銅の
コーテイングとより成り、粉末成形体を鋼または
鋳鉄の溶融温度より低い温度で焼結することによ
り得られた、鋼―硬質炭化物複合耐摩耗性成形
品。 ８ 前記鋼が合金鋼とステンレス鋼からなるグル
ープから選択されていることをさらに特徴とする
特許請求の範囲第７項記載の成形品。 ９ 鋼、鋼と鋳鉄、純鉄と黒鉛、純鉄と鋳鉄、鋼
と銅、および鋼とニツケルからなるグループから
選択された、20〜70重量％の鋼系マトリツクス材
料の粉末と； 米国篩シリーズで2.5〜400メツシユの粒度を有
し、炭化タングステン、炭化チタン、炭化タンタ
ル、炭化ニオブ、炭化ジルコニウム、炭化バナジ
ウム、炭化ハフニウム、炭化モリブデン、炭化ク
ロム、炭化ボロン、炭化シリコン、それらの混合
物、それらの固溶体および焼結炭化物合金からな
る硬質炭化物のグループから選択される30〜80重
量％の炭化物材料とを混合して混合材を形成する
工程と； 前記混合物を冷間圧縮して圧縮予備成形体を生
成する工程と； 前記圧縮された予備成形体を前記鋼の溶融温度
より低い高温、高圧拡散結合および焼結工程を経
て高密度化する工程； から成る鋼―硬質炭化物複合耐摩耗性成形品の製
造方法。 １０ 拡散結合を介する前記の圧縮された予備成
形体の前記高密度化が、前記圧縮された予備成形
体を1900〓（1038℃）より高くかつ前記鋼の固相
温度より低い温度で焼結して前記予備成形体中の
相互に接続する多孔度を最小にし、ついで前記予
備成形体を10000psi（700Kg／cm²）より高い圧力お
よび1600〓（871℃）と鋼の溶融温度との間の温
度で熱間静水圧圧縮することを特徴とする特許請
求の範囲第９項に記載の鋼―硬質炭化物複合耐摩
耗性成形品を製造する方法。[Claims] 1. US sieve series having a particle size larger than 400 mesh, including tungsten carbide, titanium carbide, tantalum carbide, niobium carbide, zirconium carbide, vanadium carbide, hafnium carbide, molybdenum carbide,
Made of chromium carbide, boron carbide, silicon carbide, mixtures thereof, solid solutions thereof, and sintered carbide alloys, with a hardness of 90 to 94 on the Rockwell A scale.
30 to 80% by weight of a carbide material selected from the group of hard carbides; a matrix material in which said carbide material is embedded and bonded; from the group consisting of steel, steel and copper, and steel and nickel; 20 to 70% by weight of a selected matrix material having a hardness of 32 to 35 on the Rockwell C scale and being predominantly pearlite and partially ferrite; and an interface between said carbide material and said matrix having a thickness not greater than 50 microns; A steel-hard carbide composite wear-resistant molded product obtained by sintering a powder compact at a temperature lower than the melting temperature of steel or cast iron. 2. The composition according to claim 1, further characterized in that the thickness of the interface is 40 microns or less. 3. The molded article according to claim 1, wherein the hard carbide is tungsten carbide. 4. The molded article of claim 1, further characterized in that the composition is ductile at room temperature. 5. The molded article according to claim 1 or 3, further characterized in that the steel is alloy steel. 6. The molded article according to claim 1 or 3, further characterized in that the steel is stainless steel. 7 US sieve series with a particle size greater than 400 mesh and having a copper or cobalt coating;
Tungsten carbide, titanium carbide, tantalum carbide,
Selected from the group of hard carbides consisting of niobium carbide, zirconium carbide, vanadium carbide, hafnium carbide, molybdenum carbide, chromium carbide, boron carbide, silicon carbide, mixtures thereof, solid solutions thereof and sintered carbide alloys, and the hardness is within the Rockwell A scale. 90~94 in carbide material 30~80
% by weight: matrix-forming material selected from the group consisting of steel, pure iron and graphite, steel and copper, and steel and nickel, with a hardness of 32 to 35 on the Rockwell C scale.
20 to 70% by weight; said cobalt or copper coating forming a strong adhesive bond between said carbide material and said matrix, and the powder compact is sintered at a temperature below the melting temperature of steel or cast iron. Steel-hard carbide composite wear-resistant molded product obtained by bonding. 8. The molded article of claim 7 further characterized in that the steel is selected from the group consisting of alloy steel and stainless steel. 9. Powder of 20 to 70% by weight of a steel-based matrix material selected from the group consisting of steel, steel and cast iron, pure iron and graphite, pure iron and cast iron, steel and copper, and steel and nickel; US Sieve Series Tungsten carbide, titanium carbide, tantalum carbide, niobium carbide, zirconium carbide, vanadium carbide, hafnium carbide, molybdenum carbide, chromium carbide, boron carbide, silicon carbide, their mixtures, and have a particle size of 2.5 to 400 mesh. 30-80% by weight of a carbide material selected from the group of hard carbides consisting of solid solution and sintered carbide alloys to form a mixture; cold pressing said mixture to form a compacted preform; producing a steel-hard carbide composite wear-resistant molded article, the compressed preform is densified through a high-temperature, high-pressure diffusion bonding and sintering process lower than the melting temperature of the steel; Production method. 10. The densification of the compacted preform via diffusion bonding causes the compacted preform to sinter at a temperature above 1900° C. and below the solidus temperature of the steel. to minimize interconnecting porosity in the preform, and then subjecting the preform to a pressure greater than 10,000 psi (700 Kg/cm ² ) and a temperature between 1,600 psi (871° C.) and the melting temperature of the steel. 10. A method for producing a wear-resistant steel-hard carbide composite molded article according to claim 9, which comprises hot isostatically compressing the steel-hard carbide composite molded article.