JPS5815529B2 - Setsusaku Kougu Oyobi Sonoseizouhou - Google Patents
Setsusaku Kougu Oyobi SonoseizouhouInfo
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- JPS5815529B2 JPS5815529B2 JP50151164A JP15116475A JPS5815529B2 JP S5815529 B2 JPS5815529 B2 JP S5815529B2 JP 50151164 A JP50151164 A JP 50151164A JP 15116475 A JP15116475 A JP 15116475A JP S5815529 B2 JPS5815529 B2 JP S5815529B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、ある種の一定の冶金学的組成および構造を有
する切削工具に関し、さらに詳しくは本発明はまたかか
る組成および構造を有する工具の製造方法をも包含する
。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION The present invention relates to cutting tools having certain defined metallurgical compositions and structures, and more particularly, the present invention also encompasses methods of making tools having such compositions and structures.
上記工具は機械加工の困難な特に硬い物質たとえばチタ
ンおよびニッケルをベースとする合金いわゆる超合金を
機械加工するために主として使用される。These tools are primarily used for machining particularly hard materials that are difficult to machine, such as alloys based on titanium and nickel, so-called superalloys.
かかる物質を機械加工するには二「具の熱硬度および強
靭性に関して特に強い要求がある。Machining such materials places particularly strong demands on the thermal hardness and toughness of the tool.
切削工具用材料に一般的に望まれることはそれが充分な
る硬度および強靭性を有ししかもまたある場合には熱硬
度をも有するということである。It is generally desired for a cutting tool material to have sufficient hardness and toughness, and in some cases also thermal hardness.
熱硬度はたとえばビッカースＨｖ５試験により測定され
る。Thermal hardness is measured, for example, by the Vickers Hv5 test.
室温（２０℃）における硬度はたとえばロックウェルＣ
試験により測定される。The hardness at room temperature (20°C) is, for example, Rockwell C.
Determined by test.
強靭性は工具の端からのチップ量が調べられる比較旋削
試験により定められる。Toughness is determined by comparative turning tests in which the amount of chips from the edge of the tool is determined.
熱間加工性は本発明者等の・・ンマーミルにおける比較
鍛造試験により定められる。Hot workability is determined by comparative forging tests conducted by the inventors in a heat mill.
研削性は同一条件下で種々の品質の鋼を研削する際にお
ける研削ホイールの摩耗状態を測定することにより定め
られる。Grindability is determined by measuring the wear state of a grinding wheel when grinding steel of various qualities under the same conditions.
望ましい測定値を有する望ましい工具が困難なく製造さ
れ得る程度まで適当な熱処理により材料は軟化されるべ
きであり、ついで工具に望ましい最終特性を与えるよう
に仕上げ工具の熱処理が実施されることが好ましい。The material should be softened by a suitable heat treatment to the extent that the desired tool with the desired measurements can be manufactured without difficulty, and then preferably a finishing tool heat treatment is carried out to give the tool the desired final properties.
最終熱処理は工具の歪みまたは他の寸法変化が生じない
ようにして実施されるべきである。The final heat treatment should be carried out in such a way that no distortion or other dimensional changes occur in the tool.
烏有含量のＣｏ、ＷおよびＭｏ以外に低含有量のＣを有
するある種の鋼合金が析出硬化により高程度の硬度を与
えられることができ、さらに普通の高速度鋼よりもより
高い温度に対して硬度を保つことができるということは
従来知られている。Certain steel alloys with a low content of C, in addition to the content of Co, W and Mo, can be given a high degree of hardness by precipitation hardening and are also resistant to higher temperatures than ordinary high speed steels. It is conventionally known that hardness can be maintained.
しかしながら、切側工具の製造のためにこれらの鋼を使
用する試みにおいて、これら鋼の普通の鋳塊（インゴッ
ト）は脆くなりそして熱加圧され得なくなることが見出
されている。However, in attempts to use these steels for the manufacture of cut-side tools, it has been found that ordinary ingots of these steels become brittle and cannot be hot pressed.
かかる鋼の工具に充分な強靭性を与えるためには鋼の最
大硬度が得られないかまたは使用され得ないような程度
に鋼を焼きもどすと同時に合金含有量を減らすことが必
要とされてきた。In order to provide sufficient toughness to tools of such steel, it has been necessary to temper the steel and simultaneously reduce the alloy content to such an extent that the maximum hardness of the steel cannot be achieved or used. .
本発明は、高い熱硬度の代わりに充分な強靭性を有する
ような組成および構造を有する工具に関する。The present invention relates to a tool having a composition and structure such that it has sufficient toughness in exchange for high thermal hardness.
また、本発明はかかる工具の製造方法をも包含する。The present invention also includes a method of manufacturing such a tool.
本発明による工具は以下の成分すなわち
および普通の不純物を含有するＦｅを含有し、そしてそ
の場合Ｗ＋２Ｍｏは２０〜４０重量％に一致する。The tool according to the invention contains the following components: and Fe with usual impurities, where W+2Mo corresponds to 20-40% by weight.
１原子のＷは１原子のＭｏＫ変えることができ、そして
Ｍｏの原子量はＷの原子量の２倍なのでＭｏの重量％値
はＷの重量％値×２は等しい。One atom of W can be changed to one atom of MoK, and since the atomic weight of Mo is twice the atomic weight of W, the weight percent value of Mo is equal to the weight percent value of W x 2.
構造的には上記］：具は、Ｆｅ 、Ｃｏ、Ｗ（１原子の
Ｗは１原子のＭｏに変えられ得る）の金属間化合物から
なる非常に均質に分配された結晶内微分散（〈０１μｍ
）相５〜１５容量％および基体の粒子間に主に１〜２μ
ｍの粒子サイズを有する以外は主として土に定義された
のと同じ金属間化合物からなる主析出相２０〜３０容量
％を含有する５〜７０μｍの粒子サイズを有するマルテ
ンサイＩ・マＩ・リツクスからなる。Structurally above]: The material consists of a very homogeneously distributed intracrystalline fine dispersion (〈01 μm
) 5-15% by volume of the phase and mainly 1-2μ between the particles of the substrate
The main precipitated phase mainly consists of the same intermetallic compounds as defined in the soil, except that it has a particle size of m. .
粒子サイズは顕微鏡で観測された粒子（グレイン）を直
接測定することにより決定される。Particle size is determined by directly measuring grains observed under a microscope.
本発明によれば、工具は与えられた組成を有する鋼溶融
物を微粉砕しついでその溶融物を冷却して微粉末にする
ことにより製造される。According to the invention, the tool is manufactured by pulverizing a steel melt having a given composition and cooling the melt into a fine powder.
この粉末は熱成形されて鋳塊になり、これは熱間加重「
されてブランクになり、これはたとえば蛭石に被包され
た状態で放置により徐々に冷却されそしておそらくはた
とえば８７５〜９１０℃において１０〜１５時間軟化焼
きなましされる。This powder is thermoformed into an ingot, which is hot-loaded
The blank is then cooled gradually by standing, eg encapsulated in vermiculite, and possibly softened annealed at eg 875-910 DEG C. for 10-15 hours.
ついでブランクは機械加工によりユ「具に成形され、そ
の際工具はオーステナイト化温度たとえば１２００〜１
３５０℃に加熱することにより溶体化焼きなましされ、
急冷されついで少なくとも１回５５０〜７００°Ｃで２
〜５時間焼きもどしされる。The blank is then formed into a tool by machining, the tool being heated to an austenitizing temperature of, for example, 1200-1.
Solution annealed by heating to 350°C,
quenched and then at least once at 550-700°C
Tempered for ~5 hours.
鋼におけるＷ（場合によりＭＯ１上記参照）の含有量は
初期段階でＦｅ、、Ｃｏ、ＷおよびＭｏの金属間化合物
を形成する程高く、その化合物は溶体化焼きなましにお
いてほんの一部分溶解されるだけである。The content of W (possibly MO1 see above) in the steel is high enough to initially form intermetallic compounds of Fe, Co, W and Mo, which are only partially dissolved during solution annealing. .
これは粒子を生長させそして鋼の強靭性および摩耗抵抗
を促進する。This causes grain growth and promotes the toughness and wear resistance of the steel.
炭素含有量はできるだけ低く保たれるべきであるがしか
し０．２０重量％まで増加させることは許され得る。The carbon content should be kept as low as possible, but an increase up to 0.20% by weight may be allowed.
何故ならばＣの大部分はほんのわずかに溶体化焼きなま
しにおいて溶解されるにすぎないカーバイドとして結合
されており、そのため主としてマトリックス中に分散さ
れた主析出相として主として見出されるからである。This is because most of the C is bound as carbides which are only slightly dissolved in the solution annealing and are therefore primarily found as the main precipitated phase dispersed throughout the matrix.
Ｍｎ、ＣｒおよびＮｉはフェライトからオーステナイト
への変態温度を下げ、そして熱硬度を下げるのでこれは
できるだけ低く保たれるべきである。Mn, Cr and Ni lower the ferrite to austenite transformation temperature and lower the thermal hardness so this should be kept as low as possible.
個々にはこれらは０．４重量％を越えるべきではない。Individually these should not exceed 0.4% by weight.
少量のＢおよびＺｒは鋼の延性に好ましい効果を有しそ
して０．００５〜０．０１重量％のＢあるいは０．００
５〜０．０３重量％のＺｒのような量で加えられるのが
適当であるＢおよびＺｒの両者とも同時に存在し得るが
、この場合Ｂ −４−Ｚ ｒの全量は一屑渚にして０．
０３重量％を越えることは許されない。Small amounts of B and Zr have a favorable effect on the ductility of the steel and 0.005-0.01% by weight of B or 0.00
Both B and Zr, suitably added in amounts such as 5-0.03% by weight Zr, may be present simultaneously, in which case the total amount of B-4-Zr is reduced to ．．
It is not allowed to exceed 0.3% by weight.
本発明による工具は以下の方法で製造されるのが適当で
ある。The tool according to the invention is suitably manufactured in the following manner.
普通の高速度鋼に関する場合よりも２５０°Ｃ高い約１
５００℃の融点を有する一定組成からなるあらかじめ合
金にされた溶融物を非酸化性条件下で微粉化しついで急
速に冷却して微粉末を得る。250°C higher than for ordinary high speed steels
A prealloyed melt of constant composition with a melting point of 500° C. is pulverized under non-oxidizing conditions and rapidly cooled to obtain a fine powder.
細砕（アトマイゼーション）はたとえば溶融物を小さな
噴射流で密閉室中に入れ、そこでそれが非酸化性ガスた
とえば窒素のガス噴射により分解されることにより生じ
得る。Atomization can occur, for example, by introducing the melt with a small jet into a closed chamber, where it is decomposed by a gas jet of non-oxidizing gas, such as nitrogen.
ついで適当には１００〜４． Ｏ０μｍの粉末粒子サイ
ズを有する得られた粉末は熱成形されて均質な銅鋳塊に
なる。Then suitably 100-4. The resulting powder with a powder particle size of O0 μm is thermoformed into a homogeneous copper ingot.
たとえばアイソスタチック熱間プレスにより実施され得
る熱成形は１２００〜１２５０℃の温度で行なうのが適
当である。Thermoforming, which can be carried out for example by isostatic hot pressing, is suitably carried out at a temperature of 1200 DEG to 1250 DEG C.
ついで得られた銅鋳塊はたとえば圧延または鍛造により
適当には１０００〜１２００℃の温度で加工されて適当
なブランクになる。The copper ingot obtained is then worked into a suitable blank, for example by rolling or forging, suitably at a temperature of 1000 DEG to 1200 DEG C.
ついでブランクはたとえば蛭石中に埋めることにより最
高５００℃の温度に徐々に冷却される。The blank is then gradually cooled to a temperature of up to 500 DEG C., for example by embedding it in vermiculite.
ついでブランクは８７５〜９１０℃で１０〜１５時間軟
化焼きなましに付されるのが適当であり、その後これは
もう１回高々７００℃に徐々に冷却される。The blank is then suitably subjected to a softening annealing at 875-910°C for 10-15 hours, after which it is gradually cooled once more to at most 700°C.
この状態で通常工具製造者に引渡される得られたブラン
クは、ついでたとえば旋削および研削のような方法によ
り機械加工されて所望の形状にされる。The resulting blank, which in this state is normally delivered to the tool manufacturer, is then machined into the desired shape by methods such as turning and grinding.
ついで、これら工具は、１２００〜１３５０℃の温度に
加熱することにより溶体化焼きなましされ、その後たと
えば塩浴中で急冷すなわち迅速に冷却される。These tools are then solution annealed by heating to a temperature of 1200-1350°C and then quenched or rapidly cooled, for example in a salt bath.
上記工具にさらに別の加工が必要とされない場合には、
冷却を恒温浴中で急冷することにより２５０〜３５０℃
で中断する。If the above tools do not require further machining,
Cooling to 250-350℃ by rapid cooling in a constant temperature bath
Interrupt with .
ついで工具を５５０〜７００℃に２〜５時間加熱するこ
とにより焼きもどしする。The tool is then tempered by heating to 550-700°C for 2-5 hours.
この焼きもどしは少なくとも１回は繰り返される。This tempering is repeated at least once.
さらに別の加工が必要とされる場合にはこの工具は油中
での急冷により溶体化焼きなまし状態から室温まで冷却
される。If further processing is required, the tool is cooled from the solution annealed state to room temperature by quenching in oil.
炭素含量が低いために、形成されたマルテンサイトは工
具の加工を容易ならしめる位軟らかいものである。Due to the low carbon content, the martensite formed is soft enough to facilitate tool machining.
最終加工の後、工具は２〜５時間５５０〜７００°Ｃの
温度に加熱することにより焼きもどしされる。After final machining, the tool is tempered by heating to a temperature of 550-700°C for 2-5 hours.
この焼きもどしは繰り返され得る。This tempering can be repeated.
焼きもどし後、工具はＦｅ、ＣｏおよびＷおよびＭｏ
（前述参照）の金属間化合物からなる０、１μｍ以下の
均質に分割された非常に微細な結晶内分散相５〜１５容
量％およびマトリックス粒間に主に１〜２μｍの粒子サ
イズを有する以外は本質的には上記と同じ金属間化合物
からなる主析出相２０〜３０容量％を含有（これら種々
の相は偏析または不均質を起さずに工具全体にわたり均
一に分配されている）する５〜７０μｍのオーステナイ
ト粒子サイズを有するマルテンサイトマトリックスであ
る本発明の構造特徴を有する。After tempering, the tool has Fe, Co and W and Mo
A homogeneously divided very fine intracrystalline dispersed phase of 0.1 μm or less consisting of an intermetallic compound (see above) with 5-15% by volume of a very fine intracrystalline dispersed phase and a grain size of mainly 1-2 μm between the matrix grains. 5 to 5 containing 20 to 30% by volume of the main precipitated phase consisting essentially of the same intermetallic compounds as described above (these various phases being uniformly distributed throughout the tool without segregation or inhomogeneity) It has a structural feature of the invention which is a martensitic matrix with an austenite grain size of 70 μm.
これにより最終工具はこの種の鋼にはめずらしい非常に
高い硬度（７０ＨＲＣ）および良好な強靭性を得そして
非常に高い焼きもどし抵抗および熱間硬度を得る。This gives the final tool a very high hardness (70 HRC) and good toughness, which is unusual for this type of steel, and a very high tempering resistance and hot hardness.
次に本発明を実施例により説明する。８種の合金は下記
表■に記載の組成で製造された。Next, the present invention will be explained by examples. Eight types of alloys were manufactured with the compositions listed in Table 1 below.
各鋼はＡＳＥＡ−８ＴＯＲＡ法に準拠して製造され完全
に偏析のない１００％緻密なビレットが得られた。Each steel was manufactured according to the ASEA-8TORA method, and a 100% dense billet with no segregation was obtained.
ビレットは問題なく１１００℃の温度で熱間加工され得
た。The billet could be hot worked at temperatures of 1100° C. without problems.
合金は熱間加工された棒からの小ブランクとして試験さ
れた。The alloy was tested as small blanks from hot worked bars.
すべての合金は１２５０℃で溶体化焼きなましされそし
て６００℃で２時間に１回焼きもどしされた。All alloys were solution annealed at 1250°C and tempered once every 2 hours at 600°C.
熱処理終了後、合金の硬度は測定された。After the heat treatment was completed, the hardness of the alloy was measured.
熱間硬度曲線が測定されそして熱間硬度が５００Ｈｖ５
である温度が表に示されている。The hot hardness curve was measured and the hot hardness was 500Hv5
The temperature at which is shown in the table.
５００Ｈｖ５は圧縮ダイアモンドチツフ寸−に５７の負
荷を有して測定されたピッカー硬度５００を意味する。500Hv5 means a picker hardness of 500 measured with a load of 57 on a compressed diamond chip.
■として記載されているＢおよびＺｒを含有する合金は
これらの添加物を含有していない合金をはるかにしのく
゛延性を示している。Alloys containing B and Zr, listed as (2), exhibit ductility that far exceeds alloys that do not contain these additives.
第９番目の合金であるＧ５］は慣用手段すなわち普通の
鋳塊に対する鋳造により製造された。The ninth alloy, G5] was produced by conventional means, ie, by casting into a common ingot.
慣用手段すなわち鋳塊に対する鋳造により製造された合
金に対比して本発明に包含されそして本発明に関して記
載の粉末法により製造された合金のより高し・強靭性の
例と１−て標準化された粉砕試験いわゆるＳＦＡ試験が
なされたＣ ＳＦＡ試験に関してはＰｒｏｃｅｅｄｉｎ
ｇ ３ ｒｄ ＭＴＤＲＣｏｎｆｅｒｅｎｃｅ（Ｂ ｉ
ｒｍｉｎｇｈａｍ Ｓ ｅｐｔ 、 １９６２ ）第５
５〜６７頁ｆ ５ｔａｎｄａｒｄｉｚｅｄ Ｍｉｌｌｉ
ｎｇ Ｔｅ５ｔ 」 を参照本発明に包含される物質
はそれ自体上記試験に適当してはいなし・が、しかし他
方り記載１験は各物質の靭性における相違に関して非常
に明らかな指摘をり−える。Examples of the higher strength and toughness of alloys produced by the powder process encompassed by the invention and described in connection with the invention as compared to alloys produced by conventional means, namely casting into ingots. A pulverization test called the SFA test was carried out.
g 3rd MTDRConference (B i
rmingham Sept, 1962) No. 5
Pages 5-67f 5standardized Milli
The materials encompassed by the present invention are not themselves suitable for the above tests, but on the other hand, the experiments described give very clear indications as to the differences in toughness of the materials.
２個のＳＦＡ丁具工具個は粉末冶金学的に製造されたＸ
８０でありそして１個は従来法で製造されたＧ５１から
つくられた）は熱処理されて最大硬度になった。Two SFA cutting tools are manufactured using powder metallurgy.
80 and one made from conventionally manufactured G51) were heat treated to maximum hardness.
この２種の組成物Ｘ８０およびＧ５］はＣ含有量の相違
には理由がなくそしてＷの２重量部がＭｏの１重量部に
より置き換えられる（前述参照）という点によって等し
いことが意味されている。The two compositions X80 and G5] are meant to be equal in that there is no reason for the difference in C content and that 2 parts by weight of W are replaced by 1 part by weight of Mo (see above). .
６０．１２ｍ／分の切削速度、０．０８６ ｍｍｌ ｒ
ｅｖの供給割合および１ｍｍの切削深さにおいて、粉末
冶金学的に製造された工具の使用寿命は１９．５分であ
ったが鋳造による工具は砕かれてしまった。Cutting speed of 60.12 m/min, 0.086 mml r
At a feed rate of ev and a cutting depth of 1 mm, the service life of the powder metallurgically produced tool was 19.5 minutes, while the cast tool crumbled.
粉末冶金学的に製造された工具の摩耗は非常にＹらであ
った。The wear of powder metallurgically produced tools was very poor.
旋削試験はＳＩＳ ２３４．３ （ＡＩＳＩ３ ］
６ ）オーステナイトステンレス鋼および強靭な鋼であ
る５ＴＯＲＡ３０２ＣＣ＝０．３２重量％、５ｉ＝０．
３重量％、Ｍｎ ＝ ０．６重量％、Ｃｒ＝１−．４重
量％、Ｍｏ＝０．３重量％、Ｎｉ ＝３．３重量％）に
基づいてなされた３３２個の工具Ｘ５１およびＡＳＰ３
０が使用されたが、ＡＳＰ３０は以Ｆの重量％における
分析値すなわちＣｌ２Ｏ１Ｃｒ４２、Ｍ。Turning test is SIS 234.3 (AISI3)
6) Austenitic stainless steel and tough steel 5TORA302CC=0.32% by weight, 5i=0.
3% by weight, Mn = 0.6% by weight, Cr = 1-. 332 tools X51 and ASP3 made on the basis of
0 was used, but ASP30 is the analytical value in weight percent of F, i.e. Cl2O1Cr42,M.
５０、Ｗ６．４、Ｃｏ１０．０、Ｖ３．４および残りは
Ｆｅを有する粉末冶金学的に製造された高速度鋼である
。50, W6.4, Co10.0, V3.4 and the rest are powder metallurgically produced high speed steels with Fe.
これら工具は表［１に示されているように熱処理されて
最大硬度になった。These tools were heat treated to maximum hardness as shown in Table [1].
下記表■には種々の加−「枠上での種々の工具に関する
使用寿命（分単位）が示されている。Table 1 below shows the service life (in minutes) for various tools on various addition frames.
ト記表かられかるように本発明に包含される物質の工具
は高速度鋼工具よりもすぐれている。As can be seen from the table below, tools made of materials encompassed by the present invention are superior to high speed steel tools.
以下に本発明により開示された新規な技術的事項を要約
して示す。The novel technical matters disclosed by the present invention will be summarized below.
１、下記の金属成分すなわち
および普通の不純物含有のＦｅを含有し、その際Ｗ＋２
Ｍｏは２０〜４０重量％に等しく、そして工具の構造は
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｗおよび／またはＭｏの金属間化合物から
なる非常に均質に分配された結晶内微分散相５〜１５容
量％および基体粒子間に主に１〜２μｍの粒度を有する
以外は主として上記と同一の金属間化合物からなる主と
して析出された相２０〜３０容量％を含有するオーステ
ナイト粒子度として測定される５〜７０μｍの粒度を有
するマルテンサイトマトリックスからなることを特徴と
する切削工具。1. Contains the following metal components, i.e. Fe with normal impurities, where W+2
Mo is equal to 20-40% by weight, and the structure of the tool consists of 5-15% by volume of a very homogeneously distributed intracrystalline finely dispersed phase consisting of intermetallic compounds of Fe, Co, W and/or Mo and the substrate particles. with a grain size of 5-70 μm, measured as austenite grain size, containing 20-30% by volume of a predominantly precipitated phase consisting mainly of the same intermetallic compounds as above, except with a grain size of mainly 1-2 μm in between A cutting tool comprising a martensitic matrix.
２０．００５〜０．０１重量％のＢおよび／または０、
００５〜０．０３重量％のＺｒを含有することを特徴と
する上記第１項前記の工具。20.005-0.01% by weight of B and/or 0,
Item 1 above, characterized in that the tool contains Zr in an amount of 0.05 to 0.03% by weight.
３、以下の諸工程、すなわち一定組成の溶融物を微粉化
しついで非酸化性雰囲気中で冷却して微粉末にし、その
粉末を熱成形して鋳塊にし、その鋳塊を熱間加工してブ
ランクにし、これを放置して冷却せしめそしであるいは
軟化焼きもどしをし、そのブランクを機械加工により工
具にし７、その工具をオーステナイト化温度に加熱し、
冷却しついで少なくとも１回焼きもどしすることにより
溶液焼きもどしすることを特徴とする、上記第１項また
は第２項に記載の工具の製造方法。3. The following steps are performed, namely, pulverizing a molten material of a certain composition, cooling it in a non-oxidizing atmosphere to form a fine powder, thermoforming the powder into an ingot, and hot working the ingot. The blank is made into a blank, left to cool, and then subjected to softening or tempering, the blank is machined into a tool, and the tool is heated to an austenitizing temperature.
3. The method for manufacturing a tool according to item 1 or 2 above, characterized in that solution tempering is carried out by cooling and tempering at least once.
４、溶融物を微粉化して主に１００〜４００μｍの粒子
サイズを有する粉末にし、その粉末を１２００〜１２５
０℃におけるアイソスタチック熱間プレスにより熱成形
し、鋳塊を１０００〜１２００℃の温度で熱間加工し、
ブランクを１０〜１５時間８７５〜９１０℃で軟化焼き
もどしをしついで徐々に冷却し、１２００〜１３５０℃
に加熱することにより工具を溶液焼もどしすることを特
徴とする」二記第３項記載の方法。4. Pulverize the melt into a powder with a particle size of mainly 100-400 μm, and convert the powder into a powder with a particle size of 1200-125 μm
Thermoforming by isostatic hot pressing at 0°C, hot working the ingot at a temperature of 1000 to 1200°C,
The blank was softened and tempered at 875-910℃ for 10-15 hours, then gradually cooled to 1200-1350℃.
The method according to item 2, item 3, characterized in that the tool is solution tempered by heating to
５ 工具をオーステナイト化温度から２５０〜３５０℃
に冷却しついで５５０〜７００℃で２〜５時間少なくと
も２回焼きもどしすることを特徴とする上記第３項また
は第４項記載の方法。5 Heat the tool to 250-350℃ from the austenitizing temperature.
5. The method according to item 3 or 4 above, characterized in that the material is cooled to a temperature of 550 to 700°C and then tempered at least twice for 2 to 5 hours.
６ 工具をオーステナイト化温度から室温に冷却し、仕
上げ加工しついで５５０〜７００℃で２〜５時間少なく
とも１回焼きもどしすることを特徴とする上記第３項ま
たは第４項記載の方法。6. A method according to item 3 or 4 above, characterized in that the tool is cooled from the austenitizing temperature to room temperature, finished machined and tempered at least once at 550-700°C for 2-5 hours.
Claims (1)
りＭｏ２０重量％まで（Ｗ＋２Ｍｏは２０〜４０重量％
に相当する）および不可避的不純物含有Ｆｅを実質的に
含み、そして構造上はＦｅ、Ｃｏ 、Ｗおよび／または
Ｍｏの金属間化合物からなる非常に均質に分配された結
晶内微分散相５〜１５容量％および基体粒子間に主に１
〜２μｍの粒子サイズを有する以外は上記と同一の金属
間化合物からなる主として析出された相２０〜３０容量
％を含有するオーステナイト粒度として測定される５〜
７０μｍの粒子サイズを有するマルテンサイトマトリッ
クスからなることを特徴とする、切側工具。 ２ Ｃｏ２５〜３３重量％、Ｗ３０重量％まで場合によ
りＭｏ２０重量％まで（Ｗ＋２Ｍｏは２０〜４０重量％
に相当する）および不可避的不純物含有Ｆｅを実質的に
含む一定組成の溶融物を微粉化しついで非酸化性雰囲気
中で冷却して微粉末にし、その粉末を熱成形して鋳塊に
し、その鋳塊を熱間加工してブランクにし、そのブラン
クを放冷あるいは軟化焼きなましした後機械加工により
工具にし、その工具なオーステナイト化温度に加熱する
ことにより溶体化焼きなましし、冷却しついで少なくと
も１回焼きもどしすることを特徴とする、前記組成を有
し且つ構造上Ｆｅ、Ｃｏ、Ｗおよび／またはＭｏの金属
間化合物からなる非常に均質に分配された結晶内微分散
相５〜１５容量％および基体粒子間に主に１〜２μｍの
粒度を有する以外は主として上記と同一の金属間化合物
からなる主として析出された相２０〜３０容量％を含有
するオーステナイト粒子塵として測定される５〜７０μ
ｍの粒度を有するマルテンサイトマトリックスからなる
切削工具の製造法。[Claims] 1 25 to 33% by weight of Co, 30% by weight of W and up to 20% by weight of Mo (W+2Mo is 20 to 40% by weight)
very homogeneously distributed intracrystalline finely dispersed phases 5 to 15 containing substantially Fe containing unavoidable impurities and consisting structurally of intermetallic compounds of Fe, Co, W and/or Mo. Volume % and mainly 1 between base particles
5 to 5 measured as austenite grain size containing 20 to 30% by volume of a precipitated phase consisting primarily of the same intermetallic compounds as above but with a grain size of ~2 μm
Cutting tool, characterized in that it consists of a martensitic matrix with a grain size of 70 μm. 2 Co25-33% by weight, W up to 30% by weight In some cases up to Mo20% by weight (W+2Mo is 20-40% by weight
) and Fe containing unavoidable impurities are pulverized and cooled in a non-oxidizing atmosphere to form a fine powder, the powder is thermoformed into an ingot, and the ingot is Hot working the ingot into a blank, allowing the blank to cool or soften annealing, machining it into a tool, solution annealing it by heating it to the austenitizing temperature of the tool, cooling it and tempering it at least once. 5 to 15% by volume of a very homogeneously distributed intracrystalline finely dispersed phase having the above composition and structurally consisting of an intermetallic compound of Fe, Co, W and/or Mo, and a substrate particle, characterized in that 5-70 μm, measured as austenitic particle dust containing 20-30% by volume of a precipitated phase consisting mainly of the same intermetallic compounds as above, but with a particle size of 1-2 μm in between.
A method for manufacturing a cutting tool consisting of a martensitic matrix with a grain size of m.
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|---|---|---|---|
| SE7415958A SE401689B (en) | 1974-12-18 | 1974-12-18 | TOOLS FOR CUTTING PROCESSING AND WAYS TO PRODUCE THIS |
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Cited By (1)
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|---|---|---|---|---|
| KR20150068912A (en) * | 2013-12-12 | 2015-06-22 | 뵐러 에델슈탈 게엠베하 운트 코 카게 | Method for manufacture objects consisting of iron-cobalt-molybdenum/wolfram-nitrogen-alloys |
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- 1975-12-18 JP JP50151164A patent/JPS5815529B2/en not_active Expired
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| KR20150068912A (en) * | 2013-12-12 | 2015-06-22 | 뵐러 에델슈탈 게엠베하 운트 코 카게 | Method for manufacture objects consisting of iron-cobalt-molybdenum/wolfram-nitrogen-alloys |
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| FR2295132B1 (en) | 1980-12-05 |
| ATA959675A (en) | 1980-03-15 |
| JPS5188417A (en) | 1976-08-03 |
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| AT359102B (en) | 1980-10-27 |
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