JPH0575821B2 - - Google Patents
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- JPH0575821B2 JPH0575821B2 JP14642786A JP14642786A JPH0575821B2 JP H0575821 B2 JPH0575821 B2 JP H0575821B2 JP 14642786 A JP14642786 A JP 14642786A JP 14642786 A JP14642786 A JP 14642786A JP H0575821 B2 JPH0575821 B2 JP H0575821B2
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- Powder Metallurgy (AREA)
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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においても、15％以上
のTiNを分散させないと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乾
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、Ceq＝0.06Cr＋0.033W＋0.063Mo＋
0.2Vとするとき、C2.25〜4.1％の範囲で、かつ、
０≦Ｃ−Ceq≦0.6を満足し、さらにCr3〜10％、
W1〜20％、Mo1〜15％（ただし、24.1≦Ｗ＋
2Mo≦40）、V1〜15％、Co15％以下、Si2％以
下、またはさらに、Ni2％以下、N0.1％以下の１
種または２種を含みMn1％以下、残部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、炭窒化物および炭
化物の群から選択された１種もしくは２種以上か
らなるとともに、前記窒化物および炭窒化物の少
なくとも１種を含み、その重量の合計が全体に対
して２〜12％である硬質粒子を分散させることに
より、首記の問題点を解決するものである。ま
た、本発明は、上記高速度工具鋼基質として、上
記元素を含有した上に、さらに、Ni2％以下およ
びN0.1％以下を適宜含有させたものも含む。 〔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ント地の硬度を高め、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は次式で示され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、24.1≦Ｗ＋2Mo≦40の範囲で、０≦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、HRC72以上の超硬度が得られなくなる。すな
わち、24.1≦Ｗ＋2Mo≦40の範囲で、０≦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≦Ｃ−Ceq≦0.6を満足
させるにはＣは少なくとも2.25％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
4.1％を越えると靭性の低下が著しくなるのでＣ
含有量は2.25〜4.1％の範囲で、かつ、０≦Ｃ−
Ceq≦0.6と限定した。 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。とくに、真空焼入など冷却速度の遅い条
件で熱処理してもHRC72以上の超硬度を得るに
は、Crの含有量は６〜10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％、Mo1〜15％の範囲でＷ＋2Mo
量が24.1％以上を含有せしめる必要がある。しか
し、Ｗ＋2Mo量が40％を越えると、M6C型の１
次炭化物量が極度に増し、靭性を低下させるの
で、Ｗ、Moの含有量はＷ＋2Mo量で24.1〜40％
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とＷ、Moと同じくＣと結合して、MC型炭
化物を形成し、耐摩耗性を高める作用が大きい。
また、焼もどし二次硬化にも寄与するが、MC型
炭化物が安定のため基地への固溶量が少ないの
で、Ｗ、Moほど大きな作用効果はない。したが
つて、Ｖ含有量を必要以上に多くしても、被研削
性、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、１％未
満では、MC型炭化物が晶出しないため、耐摩耗
性に不足するのでＶ含有量は、１〜15％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、脱酸剤として、さらに基地の硬度を高め
る作用があるので、２％以下含有せしめた。 Mnも脱酸効果があり、さらに焼入硬度性を高
める作用があるので、１％以下含有させしめた。 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、本発明で
は２％以下の範囲で適宜含有せしめるものとす
る。なお、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、本
発明では0.1％以下の範囲で適宜含有せしめるも
のとする。なお、高速度鋼において、通常N0.05
％程度以下は不純物量として含有されうる。 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。さらに本発明のごとく、Ｃ含有量が平衡
炭素数（Ceq）より、０〜0.6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
物および炭化物の群から選択された１種もしくは
２種以上からなるとともに、前記窒化物および炭
窒化物の少なくとも１種を含み、その重量の合計
が全体に対して２〜12％となるように、均一に分
散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5wt％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25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、TiC、TiCN、
NbC、VN、ZrN、TaC、NbN、VC、VCN、
HfC、HfN、HfCN、ZrC、ZrCN、TaN、
TaCNおよびNbCN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1180〜
1240℃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.25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、1180〜1240℃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.21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.22、No.
23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。ま
た、従来鋼のNo.24は、ＷとMoの含有量が、Ｗ＋
2Mo＝32.5と高いが、Ｃ−Ceqが約−0.5と低いた
めに焼入、焼もどし硬さは、約HRC72以上68.6程
度である。また、従来鋼のNo.25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。また、第１図に第１表中No.２の合金を1180〜
1240℃で焼入、500〜650℃で焼もどしたときの焼
入−焼もどし硬さ曲線を示す。No.２合金は、540
℃の焼もどしでHRC73を越える硬さが得られ、
560℃の焼もどしも最高HRC73が得られている。
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においても、15％以上
のTiNを分散させないと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乾
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、Ceq＝0.06Cr＋0.033W＋0.063Mo＋
0.2Vとするとき、C2.25〜4.1％の範囲で、かつ、
０≦Ｃ−Ceq≦0.6を満足し、さらにCr3〜10％、
W1〜20％、Mo1〜15％（ただし、24.1≦Ｗ＋
2Mo≦40）、V1〜15％、Co15％以下、Si2％以
下、またはさらに、Ni2％以下、N0.1％以下の１
種または２種を含みMn1％以下、残部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、炭窒化物および炭
化物の群から選択された１種もしくは２種以上か
らなるとともに、前記窒化物および炭窒化物の少
なくとも１種を含み、その重量の合計が全体に対
して２〜12％である硬質粒子を分散させることに
より、首記の問題点を解決するものである。ま
た、本発明は、上記高速度工具鋼基質として、上
記元素を含有した上に、さらに、Ni2％以下およ
びN0.1％以下を適宜含有させたものも含む。 〔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ント地の硬度を高め、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は次式で示され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、24.1≦Ｗ＋2Mo≦40の範囲で、０≦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、HRC72以上の超硬度が得られなくなる。すな
わち、24.1≦Ｗ＋2Mo≦40の範囲で、０≦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≦Ｃ−Ceq≦0.6を満足
させるにはＣは少なくとも2.25％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
4.1％を越えると靭性の低下が著しくなるのでＣ
含有量は2.25〜4.1％の範囲で、かつ、０≦Ｃ−
Ceq≦0.6と限定した。 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。とくに、真空焼入など冷却速度の遅い条
件で熱処理してもHRC72以上の超硬度を得るに
は、Crの含有量は６〜10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％、Mo1〜15％の範囲でＷ＋2Mo
量が24.1％以上を含有せしめる必要がある。しか
し、Ｗ＋2Mo量が40％を越えると、M6C型の１
次炭化物量が極度に増し、靭性を低下させるの
で、Ｗ、Moの含有量はＷ＋2Mo量で24.1〜40％
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とＷ、Moと同じくＣと結合して、MC型炭
化物を形成し、耐摩耗性を高める作用が大きい。
また、焼もどし二次硬化にも寄与するが、MC型
炭化物が安定のため基地への固溶量が少ないの
で、Ｗ、Moほど大きな作用効果はない。したが
つて、Ｖ含有量を必要以上に多くしても、被研削
性、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、１％未
満では、MC型炭化物が晶出しないため、耐摩耗
性に不足するのでＶ含有量は、１〜15％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、脱酸剤として、さらに基地の硬度を高め
る作用があるので、２％以下含有せしめた。 Mnも脱酸効果があり、さらに焼入硬度性を高
める作用があるので、１％以下含有させしめた。 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、本発明で
は２％以下の範囲で適宜含有せしめるものとす
る。なお、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、本
発明では0.1％以下の範囲で適宜含有せしめるも
のとする。なお、高速度鋼において、通常N0.05
％程度以下は不純物量として含有されうる。 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。さらに本発明のごとく、Ｃ含有量が平衡
炭素数（Ceq）より、０〜0.6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
物および炭化物の群から選択された１種もしくは
２種以上からなるとともに、前記窒化物および炭
窒化物の少なくとも１種を含み、その重量の合計
が全体に対して２〜12％となるように、均一に分
散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5wt％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25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、TiC、TiCN、
NbC、VN、ZrN、TaC、NbN、VC、VCN、
HfC、HfN、HfCN、ZrC、ZrCN、TaN、
TaCNおよびNbCN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1180〜
1240℃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.25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、1180〜1240℃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.21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.22、No.
23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。ま
た、従来鋼のNo.24は、ＷとMoの含有量が、Ｗ＋
2Mo＝32.5と高いが、Ｃ−Ceqが約−0.5と低いた
めに焼入、焼もどし硬さは、約HRC72以上68.6程
度である。また、従来鋼のNo.25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。また、第１図に第１表中No.２の合金を1180〜
1240℃で焼入、500〜650℃で焼もどしたときの焼
入−焼もどし硬さ曲線を示す。No.２合金は、540
℃の焼もどしでHRC73を越える硬さが得られ、
560℃の焼もどしも最高HRC73が得られている。
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−焼もどしにより得られ、優
れた切削耐久寿命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−焼もどしにより得られ、優
れた切削耐久寿命を有する切削工具材として最適
なものである。
第１図は、第１表中No.２合金の焼入−焼もどし
硬さを示す図、第２図、第３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。
硬さを示す図、第２図、第３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。
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、C2.25〜4.1
％の範囲で、０≦Ｃ−Ceq≦0.6を満足し、さらに
Cr3〜10％、W1〜20％、Mo1〜15％（ただし、
24.1≦Ｗ＋2Mo≦40）、V1〜15％、Co15％以下、
Si2％以下、Mn1％以下、残部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
窒化物および炭化物の群から選択された１種もし
くは２種以上からなるとともに、前記窒化物およ
び炭窒化物の少なくとも１種を含み、その重量の
合計が全体に対して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、C2.25〜4.1
％の範囲で、０≦Ｃ−Ceq≦0.6を満足し、さらに
Cr3〜10％、W1〜20％、Mo1〜15％（ただし、
24.1≦Ｗ＋2Mo≦40）、V1〜15％、Co15％以下、
Si2％以下、Mn1％以下、Ni2％以下、残部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、炭窒化物および炭化物の群から選択さ
れた１種もしくは２種以上からなるとともに、前
記窒化物および炭窒化物の少なくとも１種を含
み、その重量の合計が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、C2.25〜4.1
％の範囲で、０≦Ｃ−Ceq≦0.6を満足し、さらに
Cr3〜10％、W1〜20％、Mo1〜15％（ただし、
24.1≦Ｗ＋2Mo≦40）、V1〜15％、Co15％以下、
Si2％以下、Mn1％以下、N0.1％以下、残部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、炭窒化物および炭化物の群から選択さ
れた１種もしくは２種以上からなるとともに、前
記窒化物および炭窒化物の少なくとも１種を含
み、その重量の合計が全体に対して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、C2.25〜4.1
％の範囲で、０≦Ｃ−Ceq≦0.6を満足し、さらに
Cr3〜10％、W1〜20％、Mo1〜15％（ただし、
24.1≦Ｗ＋2Mo≦40）、V1〜15％、Co15％以下、
Si2％以下、Mn1％以下、Ni2％以下、N0.1％以
下、残部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、炭窒化物および炭化物
の群から選択された１種もしくは２種以上からな
るとともに、前記窒化物および炭窒化物の少なく
とも１種を含み、その重量の合計が全体に対して
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 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１〜５項のいずれか記載の
超硬度高速度工具鋼。 ７ Ceq＝0.06Cr＋0.033W＋0.063Mo＋0.2Vとす
るとき、C2.25〜4.1％の範囲で、０≦Ｃ−Ceq≦
0.6を満足し、さらにCr3〜10％、W1〜20％、
Mo1〜15％（ただし、24.1≦Ｗ＋2Mo≦40）、V1
〜15％、Co15％以下、Si2％以下、Mn1％以下を
含み、残部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、炭窒化物および炭化物の群から選
択された１種もしくは２種以上からなるととも
に、前記窒化物および炭窒化物の少なくとも１種
を含み、その重量の合計が２〜12％の硬質粒子粉
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。 ８ アトマイズ合金粉末および硬質粒子粒末に加
え、さらにCr、Mo、Ｗ、Co、Feの１種もしく
は２種以上の合計で5wt％以下の金属粉末を均一
に混合した後、成形、焼結してなる特許請求の範
囲第７項の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 |
|---|---|---|---|
| JP18155685 | 1985-08-19 | ||
| JP60-181556 | 1985-08-19 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62124260A JPS62124260A (ja) | 1987-06-05 |
| JPH0575821B2 true JPH0575821B2 (ja) | 1993-10-21 |
Family
ID=16102848
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61146427A Granted JPS62124260A (ja) | 1985-08-19 | 1986-06-23 | 超硬度高速度工具鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62124260A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2755967B2 (ja) * | 1988-11-04 | 1998-05-25 | 日立金属株式会社 | 微細組織を有する超硬質焼結合金およびその製造方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5240410A (en) * | 1975-09-27 | 1977-03-29 | Hitachi Ltd | Tool steel |
| JPS61146428A (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 JP61146427A patent/JPS62124260A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62124260A (ja) | 1987-06-05 |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |