JPH0539552A

JPH0539552A - 粉末高速度工具鋼およびその製造方法

Info

Publication number: JPH0539552A
Application number: JP3307088A
Authority: JP
Inventors: Junichi Nishida; 純一西田; Norimasa Uchida; 憲正内田
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1991-03-05
Filing date: 1991-10-25
Publication date: 1993-02-19

Abstract

(57)【要約】【目的】工具の使用条件の高速化に対応可能な高い高
温焼もどし軟化抵抗を有し、高耐摩耗性かつ高靭性も併
せもつ粉末高速度工具鋼を提供する。【構成】重量比でＣ 1.5%を越え2.2%以下、Ｓi≦1.0
%、Ｍn≦0.6%、Ｃr 3.0〜6.0%、ＷまたはさらにＭoをＷ
＋2Ｍoで 20〜30%かつ、Ｗ/2Ｍo≧１、Ｖ≦5.0%、Ｎb
2.0〜7.0%、但しＮb/Ｖ≧0.5、好ましくはさらにＣo 4.
0〜15.0%、残部がＦeおよび不可避的不純物よりなり、
Ｃ−Ｃeqが−0.20〜0.05(ただしCeq=0.24＋0.033・Ｗ＋
0.063・Ｍo＋0.2Ｖ＋0.1・Ｎb)の関係を満たし、2〜5μm
の炭化物密度が10,000〜30,000個/mm²である粉末高速度
工具鋼である。またさらに好ましくは、Ｎｂ／Ｖ≦２、
Ｎｂ＋Ｖ＞６の関係を満たす。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、切削工具や圧造工具に
用いられ、特に高温における硬さと耐摩耗性が要求され
る高速使用条件下において、顕著に優れた耐摩耗性と同
時に高い靭性を有する粉末高速度工具鋼およびその製造
方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】切削工具、圧造工具に用いられる高速度
工具鋼は、高硬度で耐摩耗性が優れること、および靭性
に優れること、の２つの要求を満足することが望まれて
いる。溶製高速度工具鋼の靭性を向上させる方法として
は、Ｎb等の元素を微量添加し、結晶粒を微細化させて
靭性を向上する方法(例えば特開昭58-73753号、同58-11
7863号等)、Ｎbと希土類元素を複合添加することによ
り、Ｎbを主体としたＭＣ型炭化物を均一微細化する方
法(特公昭61-896号)等種々提案されている。

【０００３】一方、耐摩耗性を向上させる方法として
は、炭化物を均一微細に分布させ、かつ結晶粒の微細化
が可能な粉末高速度工具鋼において、炭化物量を増大さ
せる方法が最も一般的である。例えば、特公昭57-2142
号、特開昭55-148747号は、主にＷ当量を高めることに
より、Ｗ，Ｍoを主体とするＭ₆Ｃ型炭化物量を増加さ
せ、高硬度化により耐摩耗性の向上を図ったものであ
る。また、粉末高速度工具鋼において、結晶粒の微細化
と、さらには、焼入温度を高めても結晶粒を粗大化させ
ないことを目的として、Ｎbを含有せしめることが検討
されている｛Metall.Trans.19A(1988) P1395〜1401,特
開平1-212736号｝。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかし、前記特開昭58
-73753号、同58-117863号の溶製高速度工具鋼では、Ｎb
を過度に添加すると、Ｎbを主体としたＮbＣの粗大な炭
化物を晶出し、Ｗ，Ｍoを主体とするＭ₆Ｃ型炭化物も、
凝固時に粗大な炭化物を晶出させるために、結晶粒微細
化による靭性向上効果が減殺され、かえって靭性が低下
するといった問題点があった。また、上記の粉末高速度
工具鋼で、耐摩耗性を向上させる目的で、炭化物量の富
化や工具の高硬度化が行なわれてきたが、靭性が低下し
てしまい、工具の折損や欠けが問題となっていた。

【０００５】また、前記特開昭55-148747号に、Ｎbを添
加した粉末高速度鋼が提案されているが、この例ではＮ
bをＶの代替として添加し、硬質の炭化物を形成するこ
とを主眼においたものである。さらに、Metall.Trans.1
9A(1988) P1395〜P1401、特開平1-212736号に開示され
る高速度工具鋼は、Ｎbを添加することにより、結晶粒
を粗大化せずに焼入温度を高めることを可能としている
が、本発明者の考えによると合金元素量、特にＷ当量が
低いために、苛酷な工具使用条件下では高温焼もどし軟
化抵抗が不十分で、また炭化物量も少ないため、耐摩耗
性も不十分である。

【０００６】したがって、以上説明した従来の高速度工
具鋼は、高速化が要求されている近時の工具使用条件に
対応することが困難であった。そこで、本発明は工具使
用条件の高速化に対応できる高温焼もどし軟化抵抗特性
を顕著に高めるとともに、耐摩耗性をさらに高めるため
に2〜5μmの炭化物密度を高め、かつ高靭性の粉末高速
度工具鋼の提供を課題とする。

【０００７】

【課題を解決するための手段】近年、工具の使用条件が
高速化されるにつれ、工具の高硬度化が重要な要因とな
っている。本発明者も、実際にエンドミル等の工具を使
用して、工具寿命と材質要因との関係について解析した
結果、寿命向上には硬さ、特に工具使用中に、工具が高
温になるため、焼もどし軟化抵抗特性が最も重要であ
り、さらに炭化物粒径を調整することによって、耐摩耗
性が向上することを知見した。

【０００８】本発明は、この知見を考慮してなされたも
ので、下記の３点を基本的な技術思想とするものであ
る。焼もどし軟化抵抗を最大限に高めるために、化学
成分上、特に、Ｗ＋２Ｍo、Ｗ／２ＭoおよびＣ−Ｃeqを
特定範囲内に規制することが有効であることを見出し
た。すなわち、Ｗ＋２Ｍo量を増すことにより、硬い炭
化物を分散させ、マトリックス中に固溶する合金元素量
を増すことが有効である。さらに、Ｗの量を多くし、Ｗ
／2Ｍo≧1とすると、高い焼もどし硬さが得られ、高Ｍo
系の材料よりはより高い焼もどし軟化抵抗が得られる。
Ｃ量は他の炭化物形成元素量との兼ね合いで決める必要
があり、Ｃ−Ｃeqで調整される。高い焼もどし軟化抵抗
を得るためには、Ｃ−Ｃeqを規制し、マトリックス中に
固溶するＣ量を確保することが必要である。

【０００９】多くの合金元素をマトリックス中へ固溶
せしめんとして焼入温度を高くすると、結晶粒が粗大化
するが、これをＮｂを含有せしめ、かつそのＮｂ／Ｖ比
を規制することにより、結晶粒の粗大化を防止し、微細
結晶粒を確保し、靭性の低下を防止する。ＮｂはＶと同
様ＭＣ炭化物を形成するが、結晶粒の粗大化を防止する
のに有効な1μm以下の微細ＮbＣを形成するためには、
原子比でＶよりも多いＮbを含有しなければならない。
重量比ではＮb/Ｖが0.5以上必要である。

【００１０】さらに、本発明で重要な点は、耐摩耗性
の向上に2〜5μmの炭化物の密度を増加する効果がある
ことを見出した点にある。耐摩耗性を向上させるのに、
有効な炭化物は2〜5μmの中粒炭化物であって、このサ
イズの炭化物密度が最低10,000個/mm²が必要である。そ
れ未満の場合には、工具摩耗が著しく進行し低寿命とな
る。2〜5μmの中粒炭化物密度が30,000個/mm²を越えて
多くなると炭化物が連結し始め、靭性が著しく低下する
ので、2〜5μmの中粒炭化物密度を10,000〜30,000個/mm
²とした。

【００１１】そして、これらは以下に示すような成分バ
ランスをさらに満たして、はじめて上記の特性を満足で
きることを見い出した。すなわち本発明は、重量比でＣ
1.5%を越え2.2%以下、Ｓi≦1.0%、Ｍn≦0.6%、Ｃr 3.0
〜6.0%、ＷまたはさらにＭoをＷ＋2Ｍoで 20〜30%か
つ、Ｗ/2Ｍo≧１、Ｖ≦5.0%、Ｎb 2.0〜7.0%、但しＮb/
Ｖ≧0.5、残部がＦeおよび不可避的不純物よりなり、Ｃ
−Ｃeqが−0.20〜0.05(Ceq=0.24＋0.033・Ｗ＋0.063・Ｍo
＋0.2Ｖ＋0.1・Ｎb)の関係を満たし、2〜5μmの炭化物密
度が10,000〜30,000個/mm²であることを特徴とする粉末
高速度工具鋼である。

【００１２】また、本発明は重量比でＣ 1.5%を越え2.2
%以下、Ｓi≦1.0%、Ｍn≦0.6%、Ｃr3.0〜6.0%、Ｗまた
はさらにＭoをＷ＋2Ｍoで 20〜30%かつ、Ｗ/2Ｍo≧１、
Ｖ≦5.0%、Ｎb 2.0〜7.0%、但しＮb/Ｖ≧0.5、Ｃo 4.0
〜15.0%、残部がＦeおよび不可避的不純物よりなり、Ｃ
−Ｃeqが−0.20〜0.05(Ceq=0.24＋0.033・Ｗ＋0.063・Ｍo
＋0.2Ｖ＋0.1・Ｎb)の関係を満たし、2〜5μmの炭化物密
度が10,000〜30,000個/mm²であることを特徴とする粉末
高速度工具鋼である。

【００１３】本発明において、ＮｂがＶに対して多くな
りすぎると、粗大なＮｂＣが発生しやすくなり、靭性が
低下するので、Ｎｂ／Ｖ≦２の関係を満たすことが好ま
しい。また、耐摩耗性を向上するためには、Ｎｂ＋Ｖ＞
６の関係を満たすことが好ましい。

【００１４】また、本発明の製造方法は重量比でＣ 1.5
%を越え2.2%以下、Ｓi≦1.0%、Ｍn≦0.6%、Ｃr 3.0〜6.
0%、ＷまたはさらにＭoをＷ＋2Ｍoで 20〜30%かつ、Ｗ/
2Ｍo≧１、Ｖ≦5.0%、Ｎb 2.0〜7.0%、但しＮb/Ｖ≧0.
5、あるいはこれに加えてＣo ≦15.0%を含み、残部がＦ
eおよび不可避的不純物よりなり、Ｃ−Ｃeqが−0.20〜
0.05(ただしCeq=0.24＋0.033・Ｗ＋0.063・Ｍo＋0.2Ｖ＋
0.1・Ｎb)の関係を満たす合金粉末を、焼結して焼結体を
得た後、熱間加工の前、あるいは熱間加工の途中で１１
００℃〜１２００℃の加熱処理を行うことを特徴とする
粉末高速度工具鋼の製造方法である。

【００１５】

【作用】本発明では、十分な硬さと焼きもどし軟化抵抗
を確保しつつ耐摩耗性を上げるために、2〜5μmの炭化
物密度を10,000〜30,000個/mm²にすることを最大の特徴
とする。このような特定サイズの炭化物密度は、成分を
特定しただけでは得ることができず、熱間加工の前、あ
るいは熱間加工の途中でソーキング等の加熱処理を行な
うことにより得ることができる。ソーキング等の加熱処
理を行なうと2μm以下の微細な炭化物は固溶し、オスト
ワルド成長により2〜5μmの炭化物の密度を上げること
ができる。2〜5μmの中粒炭化物を10,000個/mm以上とす
ることにより耐摩耗性が著しく向上するが、30,000個/m
m²を越えると炭化物が連結し始め、靭性が低下するため
好ましくない。

【００１６】以下に成分の限定理由を説明する。Ｃは同
時に添加されるＣr,Ｗ，Ｍo,Ｖ,Ｎbと硬い炭化物を形成
して耐摩耗性向上に寄与する。さらに、焼入時にマトリ
ックス中に固溶して焼もどし２次硬化を向上する作用も
ある。しかし、多すぎるとマトリックス中に固溶する炭
素量が著しく増え靭性を低下させる。したがって、Ｃ量
はＣr,Ｗ，Ｍo,Ｖ,Ｎb含有量との兼ね合いで決める必要
があり、本発明では1.5〜2.2%の範囲とＣ-Ｃeqの値が-
0.200.05の関係を満足するようＣ量を調整する。この関
係を満足させることにより、高い高温焼もどし軟化抵抗
を得るための１条件が達成される。

【００１７】Ｓi,Ｍnは脱酸剤として添加するが、多量
に添加すると靭性を害する等の問題があるので、Ｓi 1.
0%以下、Ｍn 0.6%以下に限定する。Ｃrは焼入性を高
め、また焼もどし２次硬化性を高める目的で3〜6%添加
する。3%より少ないと上記効果が少なく、逆に6%より多
いとＣrを主体とするＭ₂₃Ｃ₆型の炭化物が極端に増えて
全体の靭性を害し、さらに焼もどし時に炭化物の凝集を
速め軟化抵抗を減ずる。

【００１８】本発明の目的である顕著な耐摩耗性を付与
するためには、硬い炭化物を多量に分散させ、しかもマ
トリックス硬度を高める必要がある。本発明で、Ｗ，Ｍ
o量は、上記の目的で重要な元素である。Ｗまたはさら
にＭoをＷ+2Ｍoで20〜 30%とする。20%より少ないと上
記効果が少ない。しかし、Ｗ＋2Ｍoが30%を越えると、
連結した炭化物が急増し、マトリックス中に固溶する合
金元素も極端に多くなって靭性の低下が著しくなるの
で、ＷまたはさらにＭoをＷ＋2Ｍoで20〜30%とする。ま
た、Ｗ/2Ｍo比を１以上に高めることにより、本発明の
特徴である焼もどし軟化抵抗を著しく向上するための、
他の１条件（１方はＣ−Ｃeqの条件)を満たすことがで
きる。

【００１９】Ｖもまた耐摩耗性を高めるのに有効な元素
である。耐摩耗性の目的からは、できるだけ多く含有さ
せたい。しかし、5%を越えると粗大なＭＣ型炭化物が晶
出し易くなり、靭性や工具の被研削性を害するので、5%
以下とした。Ｎbは、本発明において最も重要な元素の
一つである。Ｎbを特定の成分範囲に限定すると、耐摩
耗性に有効な1〜5μmのＮbを主体とした硬質の炭化物
と、1μm以下の微細な炭化物が晶出する。

【００２０】本発明者は、この微細なＮbＣが結晶粒成
長を抑制し、焼入温度を高めても結晶粒の粗大化を効果
的に抑制する成分範囲を見出した。この微細なＮbＣは
Ｎb量、Ｎb/Ｖ比と密接に関係しておりＮb量及びＮb/Ｖ
比が低いと、微細なＮbＣがほとんど晶出しないため、
Ｎb≧2%およびＮb/Ｖ≧0.5となるようＮb量を調整し
た。しかし、Ｎbが7%を越えると、極めて粗大なＮbＣを
晶出し、靭性や被研削性を害するので、7%以下とした。
またＮbがＶに対して多くなり過ぎるとＮｂ炭化物が粗
大化する傾向となるためＮｂ/Ｖ≦２を満たすことが望
ましい。

【００２１】Ｃoは本発明鋼の焼きもどし軟化抵抗の向
上するために極めて有効な元素である。マトリックス中
に固溶し、炭化物の析出および凝集を遅らせ、高温にお
ける硬さと強度を著しく向上させる効果があり、切削工
具、エンドミル等の工具とワークの接触部が特に高温に
なる用途にとって極めて重要な添加元素である。しか
し、Ｃoが15.0%を越えると固溶によるＣo単独相の晶出
が生ずることにより靭性が低下するので15.0%以下とし
た。また、Ｃｏ添加による焼きもどし軟化抵抗を著しく
向上するためにはＣｏは4%以上含有することが好まし
い。

【００２２】

【実施例】表１に窒素ガスアトマイズ粉末をＨＩＰ(熱
間静水圧プレス処理)する方法により作製した３種類の
実験材の化学組成を示す。それぞれの材料は、ＨＩＰ
後、1080℃〜1190℃の温度範囲でソーキングを行ない、
鍛伸により約16mm角とした後、該鍛伸材を860℃で焼な
まし、結晶粒が粗にならない温度範囲で可能な限り高い
温度である1250℃で15分間のオーステナイト化を行なっ
た後、550℃の熱浴焼入を行なった。なお、焼もどしは5
60℃×1時間の３回である。

【００２３】試料の2〜5μmの炭化物密度の定量は、各
鍛伸材の縦断面をダイヤモンド研磨を行なった後、村上
試薬でＭ₆Ｃ型の炭化物を腐食し、さらに10%クロム酸水
溶液で電解腐食を行ないＭＣ型を炭化物を腐食した試料
を用意した。これらの試料を画像解析処理装置によっ
て、炭化物の定量を行なった。また、焼もどし後の硬
さ、インターセプト法による結晶粒度(焼入後)、650℃
で1時間加熱保持後、空冷した際の硬さ(焼もどし軟化抵
抗と称する)を測定した。これらの結果を表２に示
す。

【００２４】

【表１】

【００２５】

【表２】

【００２６】表２の比較例1a,2a,3aは鋼組成は本発明の
範囲内の合金であるが、ソーキングの加熱温度が低いた
めに、2〜5μm中粒炭化物が少ない値となっているもの
である。表2よりソーキング温度を1100℃より高める
ことにより、2〜5μmの中粒炭化物が増加することがわ
かる。また、Coを含有しない成分No.1の材料とCoを含有
する成分No.2およびNo.3を比較すると、Coを含有するこ
とによって、Coを含有しないものより成分No.2およびN
o.3の試料の焼もどし軟化抵抗が高く、切削等で高温部
が生ずる工具に対してはCoを含有することが有効である
ことがわかる。

【００２７】また、図１および図２に代表的な試料の炭
化物組織を示す。図１ａは表2の本発明鋼である試料1c
を酸化クロムで研磨したもので、輪郭の明瞭な粒子がMC
型炭化物であり、MC型炭化物は4470個/mm²であった。ま
た、図１ｂは同じ材料を村上試薬でM₆C型炭化物を選択
腐食したものであり、M₆C型炭化物は14000個/mm²であっ
た。また、図２ａは表２の比較鋼である試料1aを酸化ク
ロムで研磨、MC型炭化物を浮き出させたものであり、MC
型炭化物は690個/mm²であった。また、図２ｂは同じ材
料を村上試薬でM₆C型炭化物を選択腐食したものであ
り、M₆C型炭化物は7120個/mm²であった。

【００２８】この材料の靭性を評価するため上記鍛伸材
より5φ×70 Ｌの試験片を採取し、上記した焼入れ、焼
もどしの熱処理を施した後、スパン50 Ｌで曲げ試験を
行った。また、同様の熱処理を施した真剣バイト(8-15-
6-6-20-15-0.5R)を作製し、HRC40に調質したSKD61を、
表３に示す条件で連続切削試験を行なった際の切削寿命
を測定した。また、各試料を相手リングＳＣＭ４１５、
摩擦距離 400m、最終荷重 6.8kg、摩擦速度 3.5m/Sで大
越式摩耗試験を行ない、比摩耗量を測定した。結果を表
４に示す。表４より、同一組成であっても、2〜5μmの
中粒炭化物密度の低い比較例1a,2a,3aの試料は、比摩耗
量が多く耐摩耗性が不十分であり、またバイト切削寿命
も短く好ましくないことがわかる。また、本発明例の中
でも、Coを含有する成分No.2およびNo.3の試料がCoのな
い成分No.1の試料よりもバイト寿命、比摩耗量ともに優
れたものであることがわかる。

【００２９】

【表３】

【００３０】

【表４】

【００３１】(実施例２)窒素ガスアトマイズ粉末をＨＩ
Ｐ(熱間静水圧プレス処理)する方法により作製した表５
に示す組成の材料を製造した。それぞれの材料は、実施
例1と同様にＨＩＰ後、1080℃〜1170℃の温度範囲でソ
ーキングを行ない、鍛伸により約16mm角とした後、該鍛
伸材を860℃で焼なまし、結晶粒が粗にならない温度範
囲で可能な限り高い温度として試料11のみ1210℃で15分
間とし、他の試料は1250℃で15分間でそれぞれオーステ
ナイト化を行なった後、550℃の熱浴焼入を行なった。
なお、焼もどしは560℃×1時間の３回である。

【００３２】

【表５】

【００３３】得られた試料を実施例1と同様に試料の2〜
5μmの炭化物密度の定量は、各鍛伸材の縦断面をダイヤ
モンド研磨を行なった後、村上試薬でＭ₆Ｃ型の炭化物
を腐食し、さらに10%クロム酸水溶液で電解腐食を行な
いＭＣ型の炭化物を腐食した試料を用意した。これらの
試料を画像解析処理装置によって行なった。また、焼も
どし後の硬さ、インターセプト法による結晶粒度(焼入
後)、650℃で1時間加熱保持後、空冷した際の硬さ(焼も
どし軟化抵抗)を測定した。結果を表６に示す。この材
料の靭性を評価するため上記鍛伸材より5φ×70 Ｌの試
験片を採取し、上記した焼入れ、焼もどしの熱処理を施
した後、スパン50 Ｌで曲げ試験を行った。また、同様
の熱処理を施した真剣バイト(8-15-6-6-20-15-0.5R)を
作製し、HRC40に調質したSKD61を、表３に示す条件で連
続切削試験を行なった際の切削寿命を測定した。また、
各試料を相手リングＳＣＭ４１５、摩擦距離 400m、最
終荷重 6.8kg、摩擦速度 3.5m/Sで大越式摩耗試験を行
ない、比摩耗量を測定した。結果を表７に示す。

【００３４】

【表６】

【００３５】

【表７】

【００３６】以下、各試料について詳細に説明を行な
う。本発明鋼である試料No.4ないしNo.9はCoを含む本発
明鋼であり、2〜5μmの中粒炭化物が10000個/mm²〜2000
0個/mm²の範囲にある鋼である。本発明の試料のうち、N
o.6ないしNo.8はNb+Vが6%を越えており、硬質のMC炭化
物量が多いため、特に優れたバイト切削寿命となり、比
摩耗量も小さい値となることがわかる。このうち、No.8
はＣｏ量が少ないため、No.6およびNo.7に比べると焼き
もどし軟化抵抗が低下したことがわかる。また、本発明
鋼の試料No.9は本実施例における比摩耗量は優れた値を
示すが、Nb/Vの値が2を越え、Nb量がV量に対し多いた
め、やや粗大なNbCが多く、抗折力が他の実施例に比べ
やや低下することがわかり、Nb/V量は2以下が好ましい
ことがわかる。

【００３７】試料No.10はWおよびMoの添加量が少ないた
めに、焼もどし軟化抵抗が低い値となり、バイト切削寿
命が本発明の試料に比べ著しく短いものとなることわか
る。試料No.11はNbを含まないため、結晶粒が粗大化す
るのを防止するためには焼入れ温度を上げることができ
ない。そのためマトリックス中に十分な合金元素が固溶
できず、軟化抵抗が低い値となり、バイト切削寿命が本
発明の試料に比べ著しく短いものとなることがわかる。
試料No.12はC-Ceqで計算されるΔCが本発明の範囲より
も正側に外れる試料である。この試料ではマトリックス
中にCが過剰に固溶するため、抗折力が著しく、低下し
好ましくないことがわかる。試料No.13はΔCが本発明の
範囲よりも負側に外れる試料である。この試料ではΔC
が少ないために焼入れ焼もどしを行っても、本発明の試
料より、硬さが低くいためバイト切削寿命が短く、比摩
耗量も多いものとなり、好ましくないことがわかる。

【００３８】

【発明の効果】本発明によれば、従来不十分であった高
温での軟化抵抗特性を大幅に向上できるので高温での耐
摩耗性を顕著に改善し、かつ炭化物粒度が2〜5μmの中
程度の大きさのものが多くなるように調整することによ
り、より一層耐摩耗性を向上することができた。また結
晶粒が微細なままで、靭性も従来と同等以上に高いた
め、工具の高速使用条件下で、大幅な寿命向上が達成で
きる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明鋼の組織中の炭化物を示す図であり、図
１ａはMC型炭化物を示した金属ミクロ組織写真、図１ｂ
は同じ材料のM₆C型炭化物を示した金属ミクロ組織写真
である。

【図２】比較鋼の組織中の炭化物を示す図であり、図２
ａはMC型炭化物を示した金属ミクロ組織写真、図２ｂは
同じ材料のM₆C型炭化物を示した金属ミクロ組織写真で
ある。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量比でＣ 1.5%を越え2.2%以下、Ｓi≦
1.0%、Ｍn≦0.6%、Ｃr 3.0〜6.0%、ＷまたはさらにＭo
をＷ＋2Ｍoで 20〜30%かつ、Ｗ/2Ｍo≧１、Ｖ≦5.0%、
Ｎb 2.0〜7.0%、但しＮb/Ｖ≧0.5、残部がＦeおよび不
可避的不純物よりなり、Ｃ−Ｃeqが−0.20〜0.05(ただ
しCeq=0.24＋0.033・Ｗ＋0.063・Ｍo＋0.2Ｖ＋0.1・Ｎb)の
関係を満たし、2〜5μmの炭化物密度が10,000〜30,000
個/mm²であることを特徴とする粉末高速度工具鋼。
【請求項２】重量比でＣ 1.5%を越え2.2%以下、Ｓi≦
1.0%、Ｍn≦0.6%、Ｃr 3.0〜6.0%、ＷまたはさらにＭo
をＷ＋2Ｍoで 20〜30%かつ、Ｗ/2Ｍo≧１、Ｖ≦5.0%、
Ｎb 2.0〜7.0%、但しＮb/Ｖ≧0.5、Ｃo ≦15.0%、残部
がＦeおよび不可避的不純物よりなり、Ｃ−Ｃeqが−0.2
0〜0.05(ただしCeq=0.24＋0.033・Ｗ＋0.063・Ｍo＋0.2Ｖ
＋0.1・Ｎb)の関係を満たし、2〜5μmの炭化物密度が10,
000〜30,000個/mm²であることを特徴とする粉末高速度
工具鋼。
【請求項３】重量比でＣ 1.5%を越え2.2%以下、Ｓi≦
1.0%、Ｍn≦0.6%、Ｃr 3.0〜6.0%、ＷまたはさらにＭo
をＷ＋2Ｍoで 20〜30%かつ、Ｗ/2Ｍo≧１、Ｖ≦5.0%、
Ｎb 2.0〜7.0%、但しＮb/Ｖ≧0.5、Ｃo 4.0〜15.0%、残
部がＦeおよび不可避的不純物よりなり、Ｃ−Ｃeqが−
0.20〜0.05(ただしCeq=0.24＋0.033・Ｗ＋0.063・Ｍo＋0.
2Ｖ＋0.1・Ｎb)の関係を満たし、2〜5μmの炭化物密度が
10,000〜30,000個/mm²であることを特徴とする粉末高速
度工具鋼。
【請求項４】Ｎｂ／Ｖ≦２の関係を満たすことを特徴
とする請求項１ないし２に記載の粉末高速度工具鋼。
【請求項５】Ｎｂ／Ｖ≦２およびＮｂ＋Ｖ＞６の関係
を満たすことを特徴とする請求項１ないし２に記載の粉
末高速度工具鋼。
【請求項６】重量比でＣ 1.5%を越え2.2%以下、Ｓi≦
1.0%、Ｍn≦0.6%、Ｃr 3.0〜6.0%、ＷまたはさらにＭo
をＷ＋2Ｍoで 20〜30%かつ、Ｗ/2Ｍo≧１、Ｖ≦5.0%、
Ｎb 2.0〜7.0%、但しＮb/Ｖ≧0.5、残部がＦeおよび不
可避的不純物よりなり、Ｃ−Ｃeqが−0.20〜0.05(ただ
しCeq=0.24＋0.033・Ｗ＋0.063・Ｍo＋0.2Ｖ＋0.1・Ｎb)の
関係を満たす合金粉末を、焼結して焼結体を得た後、熱
間加工の前、あるいは熱間加工の途中で１１００℃〜１
２００℃の加熱処理を行い、2〜5μmの炭化物密度を10,
000〜30,000個/mm²に調整することを特徴とする粉末高
速度工具鋼の製造方法。
【請求項７】重量比でＣ 1.5%を越え2.2%以下、Ｓi≦
1.0%、Ｍn≦0.6%、Ｃr 3.0〜6.0%、ＷまたはさらにＭo
をＷ＋2Ｍoで 20〜30%かつ、Ｗ/2Ｍo≧１、Ｖ≦5.0%、
Ｎb 2.0〜7.0%、但しＮb/Ｖ≧0.5、Ｃo ≦15.0%、残部
がＦeおよび不可避的不純物よりなり、Ｃ−Ｃeqが−0.2
0〜0.05(ただしCeq=0.24＋0.033・Ｗ＋0.063・Ｍo＋0.2Ｖ
＋0.1・Ｎb)の関係を満たす合金粉末を、焼結して焼結体
を得た後、熱間加工の前、あるいは熱間加工の途中で１
１００℃〜１２００℃の加熱処理を行い、2〜5μmの炭
化物密度を10,000〜30,000個/mm²に調整することを特徴
とする粉末高速度工具鋼の製造方法。