JPH0569911B2 - - Google Patents
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- JPH0569911B2 JPH0569911B2 JP14642686A JP14642686A JPH0569911B2 JP H0569911 B2 JPH0569911 B2 JP H0569911B2 JP 14642686 A JP14642686 A JP 14642686A JP 14642686 A JP14642686 A JP 14642686A JP H0569911 B2 JPH0569911 B2 JP H0569911B2
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は、通常の焼入−焼もどしによりHRC72
以上の超高硬度が得られる高速度工具鋼およびそ
の製造方法に関する。 〔従来の技術〕 HRC72以上の超硬度が得られる高速度工具鋼の
例は少なく、特公昭55−6096号、「硬質合金」、特
公昭57−2142号、「炭化物を富化した高速度工具
鋼」、特開昭57−181367号、「焼結高Ｖ高速度工具
鋼とその製造方法」、特開昭58−181848号、「含窒
化物焼結高Ｖ高速度工具鋼とその製造方法」に部
分的な開示があるのみである。 〔発明が解決しようとする問題点〕 ところが、従来の技術でHRC72以上を得ようと
すると、Ｗ、Mo、Ｖ等の高価な合金元素を多量
に含有させしめるか、TiN等の硬質物質を多量
に分散させしめる必要があり、材料が高価にな
る、被研削性が悪くなる、靭性が低下する等の問
題があつた。例えば、特公昭57−2142号に開示さ
れている実施例では、HRC72以上の超硬度が得ら
れるのは、No.11の合金（第１表、第２表）のみで
あるが、これは、Ｗ＋2Mo量が49.7％と著しく高
い合金系である。 また、特開昭57−181367号に開示されている実
施例でも、25％以上のＶを含有させしめないと
HRC72以上の超硬度は得られていない（第２図）。
さらに、特開昭58−181848号においても、15％以
上のTiNを分散させしめないとHRC72以上の超硬
度は達成されていない。 そこで、本発明は、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
的少なくても、HRC72以上の超硬度が通常の焼入
−焼もどしにより得られる高速度工具鋼を提供し
ようとするものである。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明は、粉末冶金製品であつて、Ceq＝
0.06Cr＋0.033W＋0.063Mo＋0.2Vとするとき、
C2.0〜3.5％の範囲で、かつ、0.1≦Ｃ−Ceq≦0.6
を満足し、さらにCr3〜10％、W1〜20％、Mo1
〜11％（ただし、18≦Ｗ＋2Mo≦24）、V5.6〜15
％、Co15％以下、Si2％以下（望ましくはSi0.8〜
２％）、Mn1％以下（望ましくはMn0.25〜1.0
％）、残Feおよび不純物よりなる高速度工具鋼基
質に、Ti、Ｖ、Zr、Nb、Hf、Taの窒化物、炭
窒化物、炭化物の１種もしくは２種以上を合計
で、２〜12％を均一に分散させしめることによ
り、首記の問題点を解決するものである。 なお、本発明においては前記高速度工具鋼基質
に後述するような理由により、Ni2％以下、N0.1
％以下を適宜添加する場合も考えられる。 〔作用〕 本発明において、Ｃの含有量は最も重要な構成
要素である。Ｃは、同時に含有されるCr、Ｗ、
Mo、ＶとM6C、MCなどの炭化物を形成し、耐
摩耗性を付与する作用とともに、焼入硬化熱処理
によりマルテンサイト基地の硬度を高め、さらに
焼もどし二次硬化量を増す作用がある。上記の炭
化物形成元素であるCr、Ｗ、Mo、ＶとＣが過不
足なく結合して、炭化物を形成する平衡炭素量
Ceqは、次式となることが理論的に知られてい
る。 Ceq＝0.06（％Cr）＋0.033（％Ｗ）＋0.063（％Mo）＋
0.2（％Ｖ） 従来の高速度工具鋼においては、Ｃ含有量と平
衡炭素量Ceqの差、Ｃ−Ceqはマイナスとなるよ
うに調整されている（例えばJIS SKH59では、
ほぼ−0.3、AISIM42でも−0.05）。 本発明において、Ｗ、Mo、Ｖ量やTiN等の分
散粒子の量が比較的少なくても、HRC72以上の超
硬度が得られ、実用性の高い高速度工具鋼を得る
目的で多数の合金系につき、実験、検討したとこ
ろ、Ceq＝0.06Cr＋0.033W＋0.063Mo＋0.2Vとす
るとき、18≦Ｗ＋2Mo≦24の範囲でＣ−Ceqを従
来のようにマイナスにせずに、0.1≦Ｃ−Ceq≦
0.6を満足するようにＣを含有させればよいこと
を新規に発見した。Ｃ−Ceqが、0.1未満では、上
述したように多量のＷ、Mo、Ｖ、TiNを含有せ
しめないと、HRC72以上の超硬度が得られない。
逆にＣ−Ceqが、0.6を越えると、焼入硬化熱処理
時に安定な残留オーステナイトが著しく増加し、
また、残留オーステナイトの分解温度が高温側に
移行するので、焼もどし二次硬化させても、HR
C72以上の超硬度が得られなくなる。すなわち、
18≦Ｗ＋2Mo≦24の範囲で、0.1≦Ｃ−Ceq≦0.6
の条件でのみ、本願の目的は達成できる。 Ｃは同時に含有されるCr、Ｗ、Mo、Ｖの量に
よつて適宜に変えるべきであることは上述したご
とくである。後述する本発明のCr、Ｗ、Mo、Ｖ
の含有量の範囲で、かつ0.1≦Ｃ−Ceq≦0.6を満
足させるにはＣは少なくとも2.0％は必要である。
一方、上記の条件を満たしていてもＣ含有量が
3.5％を越えると靭性が低下し著しくなるのでＣ
含有量は2.0〜3.5％の範囲で、かつ0.1≦Ｃ−Ceq
≦0.6と限定した。さらに、Cr含有量が６％を越
えて10％以下の場合にはＣ含有量の下限を2.25％
に限定するとよい。 Crは焼入れ硬化性を高める作用があるが、３
％未満ではこの効果が少なく、逆に10％を越える
と残留オーステナイト量が増大し焼入れ、焼き戻
し硬さを下げるのでCrの含有量は３〜10％に限
定した。特に、真空焼入れなど冷却速度の遅い焼
入れ炉で熱処理してもHRC72以上の超硬度を得る
ためにはCrの含有量は６％を越えて10％以下が
望ましい。 ＷおよびMoは前述のごとくＣと結合してM6C
型の炭化物を形成し、耐摩耗性を高める作用と焼
入れ硬化熱処理時に基地中に固溶し、焼き戻し熱
処理によつてこれが微細な炭化物として析出し二
次硬化度を高める作用がある。本発明の安定して
HRC72以上の超硬度を得るという目的を達成する
には、W1〜20％、Mo1〜11％の範囲でＷ＋2Mo
量が18％以上を含有せしめる必要がある。しか
し、Ｗ＋2Mo量が24％を越えると材料が高価に
なるのみならず靭性も低下するのでＷ、Moの含
有量はＷ＋2Mo量で18〜24％に限定した。なお、
本発明では等量（原子パーセントで）のＷとMo
はほぼ等価の作用を有している。 ＶもＷ、Moと同じくＣと結合して、MC型炭
化物を形成する。このMC型炭化物の硬度はHV
2500〜3000とM6C型炭化物の硬度（HV1500〜
1800）と比較して著しく高硬度である。このため
とくに耐摩耗性を重視する工具においてはＶ含有
量の多い高速度工具鋼を用いると工具寿命が向上
する。しかしながら、Ｖ含有量を必要以上に多く
しても、被研削性を悪くして研削ヤケによる低寿
命を誘発し、また靭性を低下させるだけなので、
本発明においてはＶ含有量は15％を上限とした。
一方、5.6％未満では、耐摩耗の効果が不足する
のでＶ含有量は、5.6〜15％に限定した。 Coは、基地に固溶し、焼もどし硬度、高温硬
度を高める作用がある。しかし、多量に含有する
と、靭性が著しく低下するので、Coの含有量は、
15％以下に限定した。 Siは、脱酸を目的として、２％以下含有させる
が、とくにSi0.8〜２％の範囲では、脱酸効果の
他に基地の硬度を高める効果および耐酸化性、耐
食性を高める効果、さらにはアトマイズ作業性を
向上させる効果があらわれる。２％を越えると靭
性の低下が著しくなる。 Mnも脱酸効果があり、さらに焼入性を高める
作用があるので、１％以下含有させる。とくに、
上記のSi含有量が高い場合には、フエライトを安
定化し、A1変態点を上昇させるSiの弊害をMnに
よつて緩和できるので、Mn0.25〜1.0％含有させ
るとよい。 Niは、基地の靭性を高める効果があるが、２
％を越えると、残留オーステナイト量を極度に増
加させ、焼もどし硬さが低下するので、本発明に
おいては２％以下の含有を許容する。なお、通常
高速度工具鋼において微量のNiが含有され、
Ni0.25％以下の範囲はJISでは不純物量として扱
われている。 Ｎは、基地の硬さを高める作用と、MC型炭化
物中に固溶して、MCN型の炭窒化物を形成して
耐溶着性を高める作用とがある。しかし、工業的
に含有できる量は、上限が0.1％であるので、0.1
％以下に限定した。なお、高速度工具鋼におい
て、通常N0.05％程度以下は不純物量として含有
される。 Ti、Ｖ、Zr、Nb、Hf、Taの窒化物、炭化物、
炭窒化物を分散させしめると、硬さを高める効果
がある。一方本発明のごとく、Ｃ含有量が平衡炭
素量（Ceq）より、0.1〜0.6高めとなれば、焼入
硬化処理時にオーステナイト結晶粒が粗大化し、
マルテンサイト組織が粗れて、靭性が極端に低下
するのが、従来の常識であつたが、本発明によつ
てTi、Ｖ、Zr、Nb、Hf、Taの窒化物、炭窒化
物、炭化物の１種もしくは２種以上を合計で、２
〜12％を均一に分散させしめることにより、この
欠点を解消することができ、溶融開始温度直下の
高いオーステナイト化温度で焼入硬化処理を行な
つても、著しく微細な組織となることを発見し
た。すなわち、上記窒化物、炭化物、炭窒化物を
分散させしめることがＣ含有量がCeq量より高め
とすることにより生じる欠点をうまく補い、本発
明の目的を達成させている。しかし、２％未満で
は、上記効果が少なく、一方、12％を越えると効
果が飽和するばかりでなく、被研削性、靭性を著
しく低下させるので、上記窒化物、炭化物、炭窒
化物の分散量は合計で、２〜12％に限定した。窒
化物、炭化物、炭窒化物を基質中に均一に分散さ
せしめる方法としては、上記の化学組成からなる
高速度工具鋼の粉末を水、ガス、油などのアトマ
イズ法により製造し、この粉末と窒化物、炭化
物、炭窒化物の粉末とを混合した後、成形、焼結
するのが、最も、適している。なお、混合に際し
ては、焼結後の最終炭素含有量を調節すること、
および焼結性を向上させるなどの目的で、黒鉛粉
末、ブラツクカーボンなどの炭素粉末を同時に添
加混合するとよい。さらに、Cr、Ni、Mo、Ｗ、
Cu、Co、Fe粉末の１種または２種以上を合計で
５％以下同時に混合させると、焼結性を向上させ
る効果がある。 〔実施例〕 次に、実施例によつて、本発明をさらに詳細に
説明する。 実施例 １ 第１表に示す合計21種類のベース粉末組成から
なる粉末を水アトマイズ法によつて製造した。こ
の粉末をさらに粉砕し、350メツシユの篩で分級
した後、平均粒径１〜10μのTiN、TiCN、NbC、
VN、NbN、TaC、ZrN、VC、HfC、HfN、
HfCN、ZrCN、VCN、TaN、NbCN、TaCN、
ZrC粉末を第１表に示す割合で混合した。さら
に、上記粉末の酸素含有量と等量の炭素粉末を添
加後、ボールミルを用い、36Hr湿式混合して乾
燥後、冷間静水圧プレスで、6t／cm2の圧力で成形
した。この成形体を真空中1200〜1250℃で焼結
し、その後、熱間静水圧プレスで真密度化させ
た。 このようにして得られた高速度工具鋼（第１表
No.１〜No.21）を焼なまし後、焼入−焼もどしを行
なつて硬さを測定した。焼入は、1200〜1260℃に
加熱したソルトバス中に浸漬後油冷し、焼もどし
は、いずれも大気中560℃×（１＋１＋１）Hrで
行なつた。焼もどし後の硬さを第１表に併記した
が、本発明鋼のNo.１〜No.18においては、いずれも
HRC72以上の超硬度が得られた。 比較鋼No.19、No.20はベース組成、硬質分散粒子
含有量は本発明の範囲にあるものの、いずれもＣ
−Ceqが低いレベルにあるため、硬度が本発明鋼
に及ばない。 従来鋼のNo.21では、Ｃ−Ceqは、約−0.13と低
いことおよび、Ｗ＋2Mo＝16.4と少ないため、
TiN粒子を約10％分散させたにもかかわらず、
HRC68.9の硬さしか得られていない。 さらに、第１表中のNo.１、No.２、No.３、No.４、
No.６およびNo.21の高速度工具鋼を用いて真剣バイ
トを作成し、切削試験を行なつた。その結果を第
１図および第２図に示す。第１図はSKD61をHR
C45に調質した被削材を高速−低送りの条件で切
削した結果を示す図である。切削耐久寿命時間
は、ほぼ高硬度の得られる高速度工具鋼の順とな
つており、本発明鋼はいずれも、従来鋼より耐久
寿命に優れている。 第２図は、SKD61をHRC41に調質した被削材
を低速−高送りの条件で切削した結果である。こ
の条件でも本発明鋼は従来鋼に比較し、優れた切
削耐久性を示している。これは、本発明鋼が高硬
度であるにもかかわらず、高送り条件にも耐える
切刃の靭性をも有しているためである。
以上の超高硬度が得られる高速度工具鋼およびそ
の製造方法に関する。 〔従来の技術〕 HRC72以上の超硬度が得られる高速度工具鋼の
例は少なく、特公昭55−6096号、「硬質合金」、特
公昭57−2142号、「炭化物を富化した高速度工具
鋼」、特開昭57−181367号、「焼結高Ｖ高速度工具
鋼とその製造方法」、特開昭58−181848号、「含窒
化物焼結高Ｖ高速度工具鋼とその製造方法」に部
分的な開示があるのみである。 〔発明が解決しようとする問題点〕 ところが、従来の技術でHRC72以上を得ようと
すると、Ｗ、Mo、Ｖ等の高価な合金元素を多量
に含有させしめるか、TiN等の硬質物質を多量
に分散させしめる必要があり、材料が高価にな
る、被研削性が悪くなる、靭性が低下する等の問
題があつた。例えば、特公昭57−2142号に開示さ
れている実施例では、HRC72以上の超硬度が得ら
れるのは、No.11の合金（第１表、第２表）のみで
あるが、これは、Ｗ＋2Mo量が49.7％と著しく高
い合金系である。 また、特開昭57−181367号に開示されている実
施例でも、25％以上のＶを含有させしめないと
HRC72以上の超硬度は得られていない（第２図）。
さらに、特開昭58−181848号においても、15％以
上のTiNを分散させしめないとHRC72以上の超硬
度は達成されていない。 そこで、本発明は、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
的少なくても、HRC72以上の超硬度が通常の焼入
−焼もどしにより得られる高速度工具鋼を提供し
ようとするものである。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明は、粉末冶金製品であつて、Ceq＝
0.06Cr＋0.033W＋0.063Mo＋0.2Vとするとき、
C2.0〜3.5％の範囲で、かつ、0.1≦Ｃ−Ceq≦0.6
を満足し、さらにCr3〜10％、W1〜20％、Mo1
〜11％（ただし、18≦Ｗ＋2Mo≦24）、V5.6〜15
％、Co15％以下、Si2％以下（望ましくはSi0.8〜
２％）、Mn1％以下（望ましくはMn0.25〜1.0
％）、残Feおよび不純物よりなる高速度工具鋼基
質に、Ti、Ｖ、Zr、Nb、Hf、Taの窒化物、炭
窒化物、炭化物の１種もしくは２種以上を合計
で、２〜12％を均一に分散させしめることによ
り、首記の問題点を解決するものである。 なお、本発明においては前記高速度工具鋼基質
に後述するような理由により、Ni2％以下、N0.1
％以下を適宜添加する場合も考えられる。 〔作用〕 本発明において、Ｃの含有量は最も重要な構成
要素である。Ｃは、同時に含有されるCr、Ｗ、
Mo、ＶとM6C、MCなどの炭化物を形成し、耐
摩耗性を付与する作用とともに、焼入硬化熱処理
によりマルテンサイト基地の硬度を高め、さらに
焼もどし二次硬化量を増す作用がある。上記の炭
化物形成元素であるCr、Ｗ、Mo、ＶとＣが過不
足なく結合して、炭化物を形成する平衡炭素量
Ceqは、次式となることが理論的に知られてい
る。 Ceq＝0.06（％Cr）＋0.033（％Ｗ）＋0.063（％Mo）＋
0.2（％Ｖ） 従来の高速度工具鋼においては、Ｃ含有量と平
衡炭素量Ceqの差、Ｃ−Ceqはマイナスとなるよ
うに調整されている（例えばJIS SKH59では、
ほぼ−0.3、AISIM42でも−0.05）。 本発明において、Ｗ、Mo、Ｖ量やTiN等の分
散粒子の量が比較的少なくても、HRC72以上の超
硬度が得られ、実用性の高い高速度工具鋼を得る
目的で多数の合金系につき、実験、検討したとこ
ろ、Ceq＝0.06Cr＋0.033W＋0.063Mo＋0.2Vとす
るとき、18≦Ｗ＋2Mo≦24の範囲でＣ−Ceqを従
来のようにマイナスにせずに、0.1≦Ｃ−Ceq≦
0.6を満足するようにＣを含有させればよいこと
を新規に発見した。Ｃ−Ceqが、0.1未満では、上
述したように多量のＷ、Mo、Ｖ、TiNを含有せ
しめないと、HRC72以上の超硬度が得られない。
逆にＣ−Ceqが、0.6を越えると、焼入硬化熱処理
時に安定な残留オーステナイトが著しく増加し、
また、残留オーステナイトの分解温度が高温側に
移行するので、焼もどし二次硬化させても、HR
C72以上の超硬度が得られなくなる。すなわち、
18≦Ｗ＋2Mo≦24の範囲で、0.1≦Ｃ−Ceq≦0.6
の条件でのみ、本願の目的は達成できる。 Ｃは同時に含有されるCr、Ｗ、Mo、Ｖの量に
よつて適宜に変えるべきであることは上述したご
とくである。後述する本発明のCr、Ｗ、Mo、Ｖ
の含有量の範囲で、かつ0.1≦Ｃ−Ceq≦0.6を満
足させるにはＣは少なくとも2.0％は必要である。
一方、上記の条件を満たしていてもＣ含有量が
3.5％を越えると靭性が低下し著しくなるのでＣ
含有量は2.0〜3.5％の範囲で、かつ0.1≦Ｃ−Ceq
≦0.6と限定した。さらに、Cr含有量が６％を越
えて10％以下の場合にはＣ含有量の下限を2.25％
に限定するとよい。 Crは焼入れ硬化性を高める作用があるが、３
％未満ではこの効果が少なく、逆に10％を越える
と残留オーステナイト量が増大し焼入れ、焼き戻
し硬さを下げるのでCrの含有量は３〜10％に限
定した。特に、真空焼入れなど冷却速度の遅い焼
入れ炉で熱処理してもHRC72以上の超硬度を得る
ためにはCrの含有量は６％を越えて10％以下が
望ましい。 ＷおよびMoは前述のごとくＣと結合してM6C
型の炭化物を形成し、耐摩耗性を高める作用と焼
入れ硬化熱処理時に基地中に固溶し、焼き戻し熱
処理によつてこれが微細な炭化物として析出し二
次硬化度を高める作用がある。本発明の安定して
HRC72以上の超硬度を得るという目的を達成する
には、W1〜20％、Mo1〜11％の範囲でＷ＋2Mo
量が18％以上を含有せしめる必要がある。しか
し、Ｗ＋2Mo量が24％を越えると材料が高価に
なるのみならず靭性も低下するのでＷ、Moの含
有量はＷ＋2Mo量で18〜24％に限定した。なお、
本発明では等量（原子パーセントで）のＷとMo
はほぼ等価の作用を有している。 ＶもＷ、Moと同じくＣと結合して、MC型炭
化物を形成する。このMC型炭化物の硬度はHV
2500〜3000とM6C型炭化物の硬度（HV1500〜
1800）と比較して著しく高硬度である。このため
とくに耐摩耗性を重視する工具においてはＶ含有
量の多い高速度工具鋼を用いると工具寿命が向上
する。しかしながら、Ｖ含有量を必要以上に多く
しても、被研削性を悪くして研削ヤケによる低寿
命を誘発し、また靭性を低下させるだけなので、
本発明においてはＶ含有量は15％を上限とした。
一方、5.6％未満では、耐摩耗の効果が不足する
のでＶ含有量は、5.6〜15％に限定した。 Coは、基地に固溶し、焼もどし硬度、高温硬
度を高める作用がある。しかし、多量に含有する
と、靭性が著しく低下するので、Coの含有量は、
15％以下に限定した。 Siは、脱酸を目的として、２％以下含有させる
が、とくにSi0.8〜２％の範囲では、脱酸効果の
他に基地の硬度を高める効果および耐酸化性、耐
食性を高める効果、さらにはアトマイズ作業性を
向上させる効果があらわれる。２％を越えると靭
性の低下が著しくなる。 Mnも脱酸効果があり、さらに焼入性を高める
作用があるので、１％以下含有させる。とくに、
上記のSi含有量が高い場合には、フエライトを安
定化し、A1変態点を上昇させるSiの弊害をMnに
よつて緩和できるので、Mn0.25〜1.0％含有させ
るとよい。 Niは、基地の靭性を高める効果があるが、２
％を越えると、残留オーステナイト量を極度に増
加させ、焼もどし硬さが低下するので、本発明に
おいては２％以下の含有を許容する。なお、通常
高速度工具鋼において微量のNiが含有され、
Ni0.25％以下の範囲はJISでは不純物量として扱
われている。 Ｎは、基地の硬さを高める作用と、MC型炭化
物中に固溶して、MCN型の炭窒化物を形成して
耐溶着性を高める作用とがある。しかし、工業的
に含有できる量は、上限が0.1％であるので、0.1
％以下に限定した。なお、高速度工具鋼におい
て、通常N0.05％程度以下は不純物量として含有
される。 Ti、Ｖ、Zr、Nb、Hf、Taの窒化物、炭化物、
炭窒化物を分散させしめると、硬さを高める効果
がある。一方本発明のごとく、Ｃ含有量が平衡炭
素量（Ceq）より、0.1〜0.6高めとなれば、焼入
硬化処理時にオーステナイト結晶粒が粗大化し、
マルテンサイト組織が粗れて、靭性が極端に低下
するのが、従来の常識であつたが、本発明によつ
てTi、Ｖ、Zr、Nb、Hf、Taの窒化物、炭窒化
物、炭化物の１種もしくは２種以上を合計で、２
〜12％を均一に分散させしめることにより、この
欠点を解消することができ、溶融開始温度直下の
高いオーステナイト化温度で焼入硬化処理を行な
つても、著しく微細な組織となることを発見し
た。すなわち、上記窒化物、炭化物、炭窒化物を
分散させしめることがＣ含有量がCeq量より高め
とすることにより生じる欠点をうまく補い、本発
明の目的を達成させている。しかし、２％未満で
は、上記効果が少なく、一方、12％を越えると効
果が飽和するばかりでなく、被研削性、靭性を著
しく低下させるので、上記窒化物、炭化物、炭窒
化物の分散量は合計で、２〜12％に限定した。窒
化物、炭化物、炭窒化物を基質中に均一に分散さ
せしめる方法としては、上記の化学組成からなる
高速度工具鋼の粉末を水、ガス、油などのアトマ
イズ法により製造し、この粉末と窒化物、炭化
物、炭窒化物の粉末とを混合した後、成形、焼結
するのが、最も、適している。なお、混合に際し
ては、焼結後の最終炭素含有量を調節すること、
および焼結性を向上させるなどの目的で、黒鉛粉
末、ブラツクカーボンなどの炭素粉末を同時に添
加混合するとよい。さらに、Cr、Ni、Mo、Ｗ、
Cu、Co、Fe粉末の１種または２種以上を合計で
５％以下同時に混合させると、焼結性を向上させ
る効果がある。 〔実施例〕 次に、実施例によつて、本発明をさらに詳細に
説明する。 実施例 １ 第１表に示す合計21種類のベース粉末組成から
なる粉末を水アトマイズ法によつて製造した。こ
の粉末をさらに粉砕し、350メツシユの篩で分級
した後、平均粒径１〜10μのTiN、TiCN、NbC、
VN、NbN、TaC、ZrN、VC、HfC、HfN、
HfCN、ZrCN、VCN、TaN、NbCN、TaCN、
ZrC粉末を第１表に示す割合で混合した。さら
に、上記粉末の酸素含有量と等量の炭素粉末を添
加後、ボールミルを用い、36Hr湿式混合して乾
燥後、冷間静水圧プレスで、6t／cm2の圧力で成形
した。この成形体を真空中1200〜1250℃で焼結
し、その後、熱間静水圧プレスで真密度化させ
た。 このようにして得られた高速度工具鋼（第１表
No.１〜No.21）を焼なまし後、焼入−焼もどしを行
なつて硬さを測定した。焼入は、1200〜1260℃に
加熱したソルトバス中に浸漬後油冷し、焼もどし
は、いずれも大気中560℃×（１＋１＋１）Hrで
行なつた。焼もどし後の硬さを第１表に併記した
が、本発明鋼のNo.１〜No.18においては、いずれも
HRC72以上の超硬度が得られた。 比較鋼No.19、No.20はベース組成、硬質分散粒子
含有量は本発明の範囲にあるものの、いずれもＣ
−Ceqが低いレベルにあるため、硬度が本発明鋼
に及ばない。 従来鋼のNo.21では、Ｃ−Ceqは、約−0.13と低
いことおよび、Ｗ＋2Mo＝16.4と少ないため、
TiN粒子を約10％分散させたにもかかわらず、
HRC68.9の硬さしか得られていない。 さらに、第１表中のNo.１、No.２、No.３、No.４、
No.６およびNo.21の高速度工具鋼を用いて真剣バイ
トを作成し、切削試験を行なつた。その結果を第
１図および第２図に示す。第１図はSKD61をHR
C45に調質した被削材を高速−低送りの条件で切
削した結果を示す図である。切削耐久寿命時間
は、ほぼ高硬度の得られる高速度工具鋼の順とな
つており、本発明鋼はいずれも、従来鋼より耐久
寿命に優れている。 第２図は、SKD61をHRC41に調質した被削材
を低速−高送りの条件で切削した結果である。こ
の条件でも本発明鋼は従来鋼に比較し、優れた切
削耐久性を示している。これは、本発明鋼が高硬
度であるにもかかわらず、高送り条件にも耐える
切刃の靭性をも有しているためである。
【表】
以上に述べた如く、本発明の高速度工具鋼は、
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てもHRC72以上の
超硬度が通常の焼入−焼もどしで得られ、優れた
切削耐久性を有する切削工具材として最適なもの
である。
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てもHRC72以上の
超硬度が通常の焼入−焼もどしで得られ、優れた
切削耐久性を有する切削工具材として最適なもの
である。
第１図、第２図は本発明鋼および従来鋼から作
製した真剣バイトによる切削試験の結果を示す図
である。
製した真剣バイトによる切削試験の結果を示す図
である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 粉末冶金製品であつて、Ceq＝0.06Cr＋
0.033W＋0.063Mo＋0.2Vとするとき、C2.0〜3.5
％の範囲で、0.1≦Ｃ−Ceq≦0.6を満足し、さら
にCr3〜10％、W1〜20％、Mo1〜11％（ただし、
18≦Ｗ＋2Mo≦24）、V5.6〜15％、Co15％以下、
Si2％以下、Mn1％以下、残Feおよび不純物より
なる高速度工具鋼基質と、該基質中に均一に分散
したTi、Ｖ、Zr、Nb、Hf、Taの窒化物、炭窒
化物、炭化物の１種もしくは２種以上でなり、合
計で全体に対して２〜12％である硬質粒子とから
なることを特徴とする超硬度高速度工具鋼。 ２ 粉末冶金製品であつて、Ceq＝0.06Cr＋
0.033W＋0.063Mo＋0.2Vとするとき、C2.0〜3.5
％の範囲で、0.1≦Ｃ−Ceq≦0.6を満足し、さら
にCr3〜10％、W1〜20％、Mo1〜11％（ただし、
18≦Ｗ＋2Mo≦24）、V5.6〜15％、Co15％以下、
Si2％以下、Mn1％以下、Ni2％以下、残Feおよ
び不純物よりなる高速度工具鋼基質と、該基質中
に均一に分散したTi、Ｖ、Zr、Nb、Hf、Taの
窒化物、炭窒化物、炭化物の１種もしくは２種以
上でなり、合計で全体に対して２〜12％である硬
質粒子とからなることを特徴とする超硬度高速度
工具鋼。 ３ 粉末冶金製品であつて、Ceq＝0.06Cr＋
0.033W＋0.063Mo＋0.2Vとするとき、C2.0〜3.5
％の範囲で、0.1≦Ｃ−Ceq≦0.6を満足し、さら
にCr3〜10％、W1〜20％、Mo1〜11％（ただし、
18≦Ｗ＋2Mo≦24）、V5.6〜15％、Co15％以下、
Si2％以下、Mn1％以下、N0.1％以下、残Feおよ
び不純物よりなる高速度工具鋼基質と、該基質中
に均一に分散したTi、Ｖ、Zr、Nb、Hf、Taの
窒化物、炭窒化物、炭化物の１種もしくは２種以
上でなり、合計で全体に対して２〜12％である硬
質粒子とからなることを特徴とする超硬度高速度
工具鋼。 ４ 粉末冶金製品であつて、Ceq＝0.06Cr＋
0.033W＋0.063Mo＋0.2Vとするとき、C2.0〜3.5
％の範囲で、0.1≦Ｃ−Ceq≦0.6を満足し、さら
にCr3〜10％、W1〜20％、Mo1〜11％（ただし、
18≦Ｗ＋2Mo≦24）、V5.6〜15％、Co15％以下、
Si2％以下、Mn1％以下、Ni2％以下、N0.1％以
下、残Feおよび不純物よりなる高速度工具鋼基
質と、該基質中に均一に分散したTi、Ｖ、Zr、
Nb、Hf、Taの窒化物、炭窒化物、炭化物の１
種もしくは２種以上でなり、合計で全体に対して
２〜12％である硬質粒子とからなることを特徴と
する超硬度高速度工具鋼。 ５ 高速度工具鋼基質中のＣは2.25〜3.5％、Cr
は６％を越えて10％以下である特許請求の範囲第
１項〜第４項のいずれか記載の超硬度高速度工具
鋼。 ６ 高速度工具鋼基質中のSiは0.8〜２％、Mnは
0.25〜1.0％である特許請求の範囲第１項〜第５
項のいずれか記載の超硬度高速度工具鋼。 ７ 焼入れ−焼き戻し後の硬さがHRC72以上で
ある特許請求の範囲第１項〜６項のいずれか記載
の超硬度高速度工具鋼。 ８ Ceq＝0.06Cr＋0.033W＋0.063Mo＋0.2Vとす
るとき、C2.0〜3.5％の範囲で、0.1≦Ｃ−Ceq≦
0.6を満足し、さらにCr3〜10％、W1〜20％、
Mo1〜11％（ただし、18≦Ｗ＋2Mo≦24）、V5.6
〜15％、Co15％以下、Si2％以下、Mn1％以下を
含み、残Feおよび不純物よりなる高速度工具鋼
のアトマイズ粉末と、Ti、Zr、Ｖ、Nb、Hf、
Taの窒化物、炭窒化物、炭化物の１種もしくは
２種以上の合計で２〜12％の粉末とを均一に混合
した後、成形、焼結してなる超硬度高速度工具鋼
の製造方法。 ９ Ceq＝0.06Cr＋0.033W＋0.063Mo＋0.2Vとす
るとき、C2.0〜3.5％の範囲で、0.1≦Ｃ−Ceq≦
0.6を満足し、さらにCr3〜10％、W1〜20％、
Mo1〜11％（ただし、18≦Ｗ＋2Mo≦24）、V5.6
〜15％、Co15％以下、Si2％以下、Mn1％以下を
含み、残Feおよび不純物よりなる合成成分とな
るように、アトマイズ合金粉末と、Cr、Mo、
Ｗ、Co、Feの１種もしくは２種以上の合計で５
％以下の金属粉末を用い、これら両種の粉末と、
さらにTi、Zr、Ｖ、Nb、Hf、Taの窒化物、炭
窒化物、炭化物の１種もしくは２種以上の合計で
２〜12％の粉末とを均一に混合した後、成形、焼
結してなる超硬度高速度工具鋼の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18155585 | 1985-08-19 | ||
| JP60-181555 | 1985-08-19 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62124259A JPS62124259A (ja) | 1987-06-05 |
| JPH0569911B2 true JPH0569911B2 (ja) | 1993-10-04 |
Family
ID=16102830
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14642686A Granted JPS62124259A (ja) | 1985-08-19 | 1986-06-23 | 超硬度高速度工具鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62124259A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09148161A (ja) * | 1995-11-21 | 1997-06-06 | Samsung Electro Mech Co Ltd | フライバック変成器の同期ケーブル結合装置 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09133016A (ja) * | 1995-11-09 | 1997-05-20 | Toyota Motor Corp | 内燃機関の排気浄化装置 |
| JP3761733B2 (ja) * | 1999-01-19 | 2006-03-29 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 熱間プレス用クラッド金型およびその製造方法 |
| EP2933345A1 (en) * | 2014-04-14 | 2015-10-21 | Uddeholms AB | Cold work tool steel |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5240410A (en) * | 1975-09-27 | 1977-03-29 | Hitachi Ltd | Tool steel |
| JPS61146427A (ja) * | 1984-12-18 | 1986-07-04 | Inoue Japax Res Inc | 流体ジエツト加工装置 |
-
1986
- 1986-06-23 JP JP14642686A patent/JPS62124259A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09148161A (ja) * | 1995-11-21 | 1997-06-06 | Samsung Electro Mech Co Ltd | フライバック変成器の同期ケーブル結合装置 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62124259A (ja) | 1987-06-05 |
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