JP2002275602A - コーティング性に優れた粉末高速度鋼および高速度鋼工具 - Google Patents
コーティング性に優れた粉末高速度鋼および高速度鋼工具Info
- Publication number
- JP2002275602A JP2002275602A JP2001081509A JP2001081509A JP2002275602A JP 2002275602 A JP2002275602 A JP 2002275602A JP 2001081509 A JP2001081509 A JP 2001081509A JP 2001081509 A JP2001081509 A JP 2001081509A JP 2002275602 A JP2002275602 A JP 2002275602A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- speed steel
- carbonitride
- steel
- mass
- less
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Physical Vapour Deposition (AREA)
Abstract
ングされる硬質皮膜に対し優れた密着性を示す様に改質
し、その表面に硬質皮膜を高密着性で形成することによ
って長寿命を発揮し得る様な粉末高速度鋼を提供するこ
と。 【解決手段】 C、Cr及びVを含有すると共に、Mo
及び/又はWを含有する粉末高速度鋼であって、断面に
表われる、VCおよびVCNで表されるバナジウム炭窒
化物の平均粒径が0.8μm以下で、且つ粒径0.8μ
m以下のバナジウム炭窒化物が面積率で5%以上分散し
ており、更に、マルテンサイト結晶粒内に粒径0.4μ
m以下の微細なバナジウム炭窒化物が析出している、T
iNの如き硬質皮膜を構成するコーティング被膜との密
着性に優れた高速度鋼を開示する。
Description
チ、金型等の素材として用いられる高速度鋼、特にその
表面にTiNやTiCN(以下Ti炭窒化物と言うこと
がある)の如き硬質膜がコーティングされる粉末高速度
鋼と、その表面に硬質膜がコーティングされた高速度鋼
工具に関するものである。
Mo,V,Co等の合金元素を多量に加えて高温での硬
さや耐摩耗性を高めた工具鋼であり、エンドミルやドリ
ルの如く靭性が要求される切削工具等の素材として汎用
されている。この高速度鋼には、合金元素としてWを多
量に添加したW系のもの(W系ハイス)と、W系ハイス
におけるWの一部をMoに置き換えたMo系のもの(M
o系ハイス)が知られている。また、上記Mo系ハイス
に更にCoを含有させることによって、高温耐久性を高
めたMo−Co系ハイスも開発されている。尚、上記M
o系ハイスは、W系ハイスに比べて優れた靭性を発揮す
るといわれているが、これは、Mo炭化物がW炭化物に
比べて球状化され易いためであるとされている。
って製造されていたが、溶製法によって得られる高速度
鋼は、粗大炭化物が生成したり炭窒化物が偏析するとい
う問題があることから、最近では、溶製法に代わり粉末
冶金法を用いた粉末高速度鋼(粉末ハイス)が汎用され
ている。
マイズ法により急冷凝固粉末とし、この粉末を熱間静水
圧加圧(HIP)等の粉末冶金法によって製造されるの
で、通常の溶製法では製造し難い成分系でも製造可能で
組織も均一となり、靭性および切削性に優れた材料が得
られるとされている。
素材として実際に使用する場合には、耐摩耗性や靭性が
不十分になることがあり、切削性能の一層の向上という
最近の要望には十分対応できない。そこで、耐摩耗性や
靭性を更に高め工具等としての切削性能を更に向上させ
るため、様々の改良研究が進められている。
7−23742号、同59−38299号、同61−5
144号、特開平6−256915号、同9−7820
7号等の各公報に見られる如く鋼材組成を工夫する方
法、殊に炭窒化物形成元素の種類や含有量および窒素含
量を規定し、硬質の金属炭窒化物を生成させることによ
って切削性能を高める方法が提案されている。
まえて総合的に考えると、鋼材組成そのものの改善には
自ずと限界があることから、最近では、高速度鋼の表面
にTiNやTiCNの如き硬質膜をコーティングするこ
とにより工具寿命を一段と高める方法も提案されている
(特開平11−77406号公報など)。このコーティ
ング改質法では、コーティング膜の性能や基材に対する
密着性が重要になることから、膜組成や成膜条件等を主
体にした改良研究が進められている。しかしそれらの研
究は、あくまでもコーティング膜の組成等に注目した研
究であり、コーティング膜形成の母材(基材)となる高
速度鋼自体の改質によってコーティング膜形成工具(以
下、被覆工具ということがある)の特性改善を図るもの
ではない。
な状況の下で、特にコーティング膜形成による高速度鋼
の性能向上に主眼を置いて研究を進めているが、表面に
硬質膜が形成された被覆工具の寿命には、硬質膜自体の
性能もさることながら、母材の表面特性に由来するコー
ティング膜との密着性が顕著な影響を及ぼすことを確認
した。
特性や成膜条件を如何に適正に制御したとしても、母材
自体の表面特性に起因してコーティング膜に対し十分な
密着性が得られないときは、コーティング膜が早期に割
れや剥離を起こして母材が露出し、被覆工具として満足
のいく寿命が得られなくなるのである。
ものであって、その目的は、特にコーティング法を採用
した被覆高速度鋼の性能向上(特に寿命延長)に焦点を
絞り、基材となる高速度鋼自体の特性を、コーティング
される硬質皮膜に対し優れた密着性を示す様に改質し、
その表面に硬質皮膜を高密着性で形成することによって
長寿命を発揮し得る様な粉末高速度鋼を提供し、或は更
に、コーティング処理により硬質皮膜が高密着性で被覆
された被覆高速度鋼工具を提供することにある。
のできた本発明に係る粉末高速度鋼とは、C、Cr及び
Vを含有すると共に、Mo及び/又はWを含有し、ある
いは更にCoを含有する粉末高速度鋼であって、断面に
表われる、VCおよびVCN(以下、バナジウム炭窒化
物ということがある)の平均粒径が0.8μm以下で、
且つ粒径0.8μm以下のバナジウム炭窒化物が面積率
で5%以上分散しており、更に、マルテンサイト結晶粒
内に0.4μm以下の微細なバナジウム炭窒化物が析出
しているところに要旨を有している。
部全体に分散したVCおよびVCNで表されるバナジウ
ム炭窒化物の平均粒径が特定値以下で、且つ特定粒径以
下の微細なバナジウム炭窒化物が面積率で特定量以上分
散していると共に、マルテンサイト結晶粒内に微細なバ
ナジウム炭窒化物が析出しているところに特徴を有して
おり、こうした微細分散状態のバナジウム炭窒化物を生
成させるには、鋼中に炭窒化物源となる窒素が相当量含
まれることが必要であり、好ましくは全窒素含量が0.
25質量%以上、より好ましくは0.3質量%以上で、
V×0.3(質量%)以下であることが望ましく、また
マトリックス中に存在する固溶窒素量は0.04質量%
以上であることが望ましい。
度鋼の範疇に含まれる含有率でC,Cr,V,Mo,
W,Coを含むものであれば、それら各元素の含有率は
特に制限されないが、高速度鋼本来の特性を確保するに
は、鋼成分としてC:0.5質量%以上、Cr:3〜5
質量%、V:2.5質量%を含有すると共に、W及び/
又はMo:(W+2Mo)で10質量%以上を基本元素
として含み、あるいは更に、20質量%以下(0%を含
まない)のCoを含有するものが好ましく、その表面硬
さは、硬質コーティング膜形成用基材としての強度特性
を確保するため、HRC67以上のものが好ましい。
鋼の表面に金属炭窒化物からなる硬質皮膜が形成された
高速度鋼工具で、基材高速度鋼とその表面に形成される
硬質膜が一体となって卓越した工具寿命を示すものであ
り、金属炭窒化物として特に好ましいのはチタン炭窒化
物である。
下で、高速度鋼基材(母材)の表面に形成される金属炭
窒化物、殊にTi炭窒化物よりなる硬質皮膜を形成して
耐摩耗性を高めるべく、検討を進めた。その結果、C,
Cr,Vを含有すると共に、Mo及び/又はWを含み、
或は更にCoを含む基本組成の粉末高速度鋼を窒化処理
したもので、母材内部全体に存在するバナジウム炭窒化
物の平均粒径が0.8μm以下で、且つ粒径0.8μm
以下のバナジウム炭窒化物が面積率で5%以上分散して
おり、且つマルテンサイト粒内にも0.4μm以下の微
細なバナジウム炭窒化物が析出したものは、その表面に
コーティングされるTi炭窒化物よりなる硬質膜との密
着性が極めて良好で、該硬質膜の剥離やクラックの発生
が可及的に抑えられ、該硬質皮膜を含めた全体として耐
摩耗性が飛躍的に高められて寿命が大幅に延長されるこ
とを確認した。
向上に寄与する硬質成分は、M6X型とMX型(Mは金
属元素、XはC,Nなどを表す)で示される析出物であ
るが、これらのうちMX型の炭窒化物は、代表的な硬質
皮膜成分であるTiNと同様のNaCl型結晶構造を有
しているのでTi炭窒化物との親和性が高く、また該M
X型の中でも、窒素を含有するMX型炭窒化物[例えば
V(CN)]の方が、窒素を含まないMC型炭化物[た
とえばVC]よりもTi炭窒化物との親和性が高い。
窒化物の分布状況と該母材の表面に被覆されるTi炭窒
化物系硬質皮膜との密着性の関係を明確にすべく検討を
重ねた結果、高速度鋼母材内にバナジウム炭窒化物が微
細分散状態で多数析出しているものは、その表面に被覆
されるTi炭窒化物系硬質皮膜との間でスクラッチ試験
により評価される割れ発生荷重が高まり、硬質皮膜の密
着性が著しく改善されることを知った。
ウム炭窒化物が、母材を構成する高速度鋼の金属組織に
おけるマルテンサイト結晶粒内にも微分散状態で多数析
出しているほど、また母材鋼内に固溶している窒素量が
多いほど向上することを確認した。
は、母材鋼内に微細分散したバナジウム炭窒化物がTi
炭窒化物系硬質皮膜との間でブリッジング効果を発揮し
て当該被膜に対する密着性を高めると共に、母材鋼内の
固溶窒素量が多くなるほど硬質皮膜との親和性も向上
し、それらが相俟って表面に被覆されるTi炭窒化物系
硬質皮膜の密着性が向上するためと考えられる。
密着性改善効果は、後記実施例でも明らかにする如く、
高速度鋼母材内部に析出した[VC+VCN]で表され
るバナジウム炭窒化物の平均粒径が0.8μm以下で、
且つ粒径0.8μm以下のバナジウム炭窒化物が[VC
+VCN]として5面積%以上、より好ましくは6面積
%以上で、且つマルテンサイト結晶粒内には0.4μm
以下の微細なバナジウム炭窒化物が析出している時に有
効に発揮されることが確認された。
は、調質熱処理前の高速度鋼母材中に存在する1次炭窒
化物と、調質熱処理(焼入れ焼戻し)時に析出する2次
炭窒化物とに大きく区分でき、そのサイズは一般に1次
炭窒化物の方が大きい。また1次炭窒化物や炭化物は、
調質熱処理工程で更に凝集して粗大化し易く、粒径も不
均一になり易い。そして1次炭窒化物は、調質熱処理前
の存在状態を引き継いで調質熱処理後も比較的大きなサ
イズで母材内の結晶粒界に析出しており、一方2次炭窒
化物は、調質熱処理工程でマトリックス中に固溶したV
とC,Nとの結合によって析出するため、比較的均質且
つ微細な析出物として結晶粒内に析出すると考えられ
る。
に区分することは困難であるが、本発明者らが調質熱処
理後の断面組織観察によって確認したところでは、結晶
粒界(旧オーステナイト粒界)には1次炭窒化物と思わ
れる比較的粗大な0.8μm程度以下の炭窒化物が存在
しており、マトリックスを構成するマルテンサイト結晶
粒内には、2次炭窒化物と思われる0.4μm程度以下
の微細な析出物が生成していることが確認された。
的粗大な粒径0.8μm以下のバナジウム炭窒化物が旧
オーステナイト粒界に析出し、マルテンサイト結晶粒内
には0.4μm以下の微細なバナジウム炭窒化物は析出
し、これら結晶粒界と結晶粒内に析出したバナジウム炭
窒化物が、相加的乃至相乗的にコーティング皮膜に対す
る密着性向上に寄与し、高速度鋼母材表面に形成される
Ti炭窒化物などの硬質皮膜との密着性を高めているも
のと考えられる。
したバナジウム炭窒化物は、マトリックス自体の硬度を
高め、例えばスクラッチ試験におけるダイヤモンド圧子
の押込みによる変形を抑え、母材表面にコーティングさ
れる硬質皮膜の割れ抑制に寄与しているものと考えてい
る。なお切削時の耐摩耗性に関しては、炭窒化物はある
程度大きい方が有効とも考えられるが、マトリックスの
変形を抑制するための析出強化効果を有効に発揮させる
上では析出物は微細な方が好ましく、析出物が大きすぎ
ると析出強化効果は乏しくなる。よって、コーティング
される硬質皮膜の支持層となる高速度鋼母材の表面硬度
を高めて硬質皮膜の割れ抑制効果を有効に発揮させるに
は、マルテンサイト結晶粒内に析出するバナジウム炭窒
化物のサイズを0.4μm以下にすることが望ましい。
それにより、高速度鋼母材の表面硬さをHRCで67以
上に高めてやれば、該母材表面にTi炭窒化物などの硬
質皮膜を形成した状態で例えば100N程度の負荷をか
けた場合でも、硬質皮膜の割れを可及的に抑えることが
可能となる。
出する微細なバナジウム炭窒化物が硬質皮膜との密着性
や母材の表面硬さに与える影響については、これまで認
識されたことがなく、本発明者らによって初めて確認さ
れたもので、該微細析出物による密着性向上効果や被覆
の割れ抑制効果を有効に発揮させるには、0.4μm以
下の微細なバナジウム炭窒化物が、個々のマルテンサイ
ト結晶粒内に少なくとも1つ、好ましくは複数個析出し
ていることが望ましい。
内へのバナジウム炭窒化物の析出を実現するには、粉末
高速度鋼を製造する際に、該鋼中の全窒素量を0.25
質量%程度以上、より好ましくは0.30質量%程度以
上に高めることが有効であることを確認した。
が必須的に含まれており、該Cは該鋼材中に含まれる炭
化物形成元素であるVと結合しVCとして存在するが、
該高速度鋼中に窒素を含有させると、VCはVCNとな
って微細析出する。また窒素の一部は鋼マトリックス中
に固溶し、その後の調質熱処理工程で該マトリックス中
に固溶しているV,C,VC等と反応し、マルテンサイ
ト結晶粒内に微細なバナジウム炭窒化物を析出する。
出によってTi炭窒化物などの硬質皮膜との密着性が高
められると共に、析出強化作用によってマトリックス硬
さを高め、コーティング被膜の割れ抑制に寄与し、それ
らが相乗的に作用して高速度鋼母材とコーティング皮膜
との一体性を高め、被覆高速度鋼工具とした時の耐摩耗
性を飛躍的に高め得るのである。
全窒素含有量と硬質皮膜の割れ発生荷重との関係を示し
たグラフであり、窒素含有量を0.25質量%以上、よ
り好ましくは0.30質量%以上に高めることによっ
て、高レベルの割れ発生荷重が得られることを確認でき
る。
ジウム炭窒化物[VC+VCN]の平均粒径と、粒径
0.8μm以下のバナジウム炭窒化物が全体に占める面
積率の間には、例えば後記図5,7に示す如く特異な傾
向があることが確認された。即ち図5,7は、基本組成
の異なる2種の高速度鋼母材について、窒素含有量とバ
ナジウム炭窒化物[VC+VCN]の平均粒径、および
粒径0.8μm以下のバナジウム炭窒化物が全体に占め
る面積率の関係を調べたグラフであり、何れの図におい
ても、窒素含有量が多くなるほど[VC+VCN]の平
均粒径と面積率は小さくなる傾向が認められる。
多くなるほど[VC+VCN]の平均粒径と面積率は大
きくなると考えられるが、図5,7では逆の傾向を示し
ており、特に[VC+VCN]の平均粒径は、窒素含有
量が0.3質量%程度未満ではかなり大きいのに対し、
窒素含有量が0.3質量%を超え、特に0.4質量%を
超えると明かに微細化する傾向が認められる。また[V
C+VCN]の面積率も、窒素含有量が増えるにつれて
明かに小さくなっている。
にされたわけではないが、次の様に考えられる。即ち、
窒素含有量が多くなると、高速度鋼母材中に存在するV
Cは逐次VCNに変化していくと思われるが、この変化
に伴って、元々のVC中に固溶していたW,Mo,Cが
VCから排出され、WCやMoC等のM6C型析出物と
して析出してくる。そして窒素含有量が多くなり過ぎる
と、元々存在していたVCは消失してVCNまたはVN
のみとなり、上記M6C型析出物は結晶粒界に粗大な塊
状物として析出し易いため、[VC+VCN]量が実質
的に減少すると共に、平均粒径も小さくなるものと考え
られる。
25質量%程度以上に高めることにより[VC+VC
N]の平均粒径は0.8μm程度以下に抑えられ、窒素
含有量を0.5質量%程度以上に高めると、[VC+V
CN]の平均粒径は約0.5μmで安定化している。こ
れに対し[VC+VCN]の面積率は、窒素含有量が多
くなるにつれてほぼ一次直線的に少なくなる傾向が認め
られるが、窒素含有量を0.9質量%程度以下に抑えて
やれば、[VC+VCN]面積率で5面積%以上を確保
できることが分かる。
6,8によっても確認できる様に割れ発生荷重が低下し
てくる。これは、前述した如くWCやMoCの如きM6
C型析出物の生成に伴って結晶粒界部への粗大析出物量
が増大し、これが母材の靭性を劣化させると共に、「V
C+VCN」の減少によってマトリックスの強化作用が
低減し、割れ発生荷重を低下させているためと思われ
る。
い窒素含有量の上限を明確にすべく検討を行なったとこ
ろ、窒素含有量を当該高速度鋼母材中に含まれるV含有
量を基準にして「V×0.3(質量%)以下」、「原子
比でV×0.8〜1.01未満(原子比)程度以下」に
抑えてやれば、前述した様な窒素過剰の弊害を生じるこ
となく、先に述べたバナジウム炭窒化物生成による作用
効果が有効に発揮されることを確認した。
法は特に制限されないが、好ましい方法を例示すると次
の通りである。
する如く適量のC、Cr及びVを含有すると共に、Mo
及び/又はWを含み、或は更に適量のCoを含む鋼材を
選択し、該鋼材を、ガスアトマイズ法や液アトマイズ法
などによって粉末状とした鋼粉末を原料として使用す
る。該鋼粉末を金属カプセル内に充填して内部を脱ガス
した後、粉末状態を維持しつつオーステナイト化温度以
下の温度に加熱して全体を均熱化し、次いでカプセル内
に窒素ガスを注入してからオーステナイト化温度以上、
溶融温度未満の温度に加熱することによって鋼粉末の窒
化処理を行なう。なお窒素ガスの注入は、オーステナイ
ト化温度域への加熱後に行なっても良く、あるいは当該
温度への昇温過程で行なうことも可能である。この時、
カプセル内への窒素ガスの注入圧力を調整することによ
って、鋼粉に所定量の窒素を含有させることができる。
この方法により、カプセル内の鋼粉は全体に亘ってほぼ
均一に窒化され、カプセル内の鋼粉全体としてみると窒
素含有量をほぼ均一にすることができ、しかも溶製法な
どでは実現の困難な高レベルの窒素を含有させることが
できる。
の粉末冶金法に準じてHIP処理などにより任意の形状
に固化成形する。この状態では、オーステナイト結晶粒
界に窒化物が存在すると共に結晶内には相当量の窒素が
固溶状態で含まれたものとなる。そして、この成形体に
550〜600℃程度で複数回(通常2〜4回)の焼入
れ焼戻し処理を施すと、金属組織はマルテンサイト主体
の組織に変わると共に、マルテンサイト結晶粒界にバナ
ジウム炭窒化物よりなる0.8μm程度以下の析出物が
生成する。
細なバナジウム炭窒化物を析出させるため、上記複数回
の焼戻し処理のうち少なくとも1回は、MXやM3C等
の炭窒化物析出ピーク温度域(500℃付近)で実施す
る。該温度域での焼戻し処理によって、マルテンサイト
結晶粒内に固溶した窒素が該結晶粒内のVC,V,N,
Cなどと反応し、該結晶粒内に微細なバナジウム炭窒化
物が生成する。
を適切に制御すると共に、加圧成形後の焼入れ焼戻し処
理条件を適切に制御することによって、得られる粉末高
速度鋼は、全体に存在するバナジウム炭窒化物の平均粒
径が0.8μm以下で、しかも粒径0.8μm以下の比
較的粗大なバナジウム炭窒化物が5面積%以上分散状態
で析出しており、しかもマルテンサイト結晶粒内には
0.4μm以下の微細なバナジウム炭窒化物が析出した
粉末高速度鋼を得ることができる。
る主要元素自体は格別特殊なものではなく、一般に高速
度鋼に分類される鋼種が包含されるが、代表的なのは
C、Cr及びVを必須的に含有すると共に、Mo及び/
又はWを含み、或は更にCoを含有するもので、それら
各元素の好ましい含有率は下記の通りである。
意味する、以下同じ)以上 Cは、マトリックス中に溶け込んでマトリックスの強化
に寄与する元素であり、またCr,V,W,Mo等と結
合して炭化物を形成して粉末高速度鋼の耐摩耗性を向上
させるのに不可欠な元素で、他の合金元素の含有率にも
よるが、0.5%以上含有させることが望ましい。Cの
より好ましい含有率は1.2%以上、3%以下の範囲で
ある。即ち上記Cの効果は、0.5%以上含有させるこ
とによって有効に発揮されるが、3%を超えて含有量が
多くなり過ぎると、鋼が硬質化し過ぎて靭性が劣化して
工具寿命を却って劣化させるばかりでなく、焼入れ焼戻
し後の金属組織中の残留オーステナイト量が多くなって
ミクロ組織が不均一になるからである。C含有量のより
好ましい下限は1.5%、より好ましい上限は2.5%
である。
確保し、且つ熱処理時の耐酸化性を高め、更には炭化物
を形成して鋼の耐摩耗性を高める上でも有用に作用す
る。これらの効果を有効に発揮させるには、3%以上含
有させることが望ましい。しかし、含有量が多過ぎても
その効果が飽和するばかりか、却って靭性を劣化させる
原因になるので、6%以下に抑えるのがよい。Cr含量
のより好ましい下限は3.5%、より好ましい上限は5
%である。
してMC型の微細な炭化物を形成すると共に、バナジウ
ム炭窒化物の生成源となって耐摩耗性の向上に寄与す
る。こうした効果を有効に発揮させるには、2.5%以
上含有させるのがよい。しかし、多過ぎると靭性に悪影
響を及ぼすので、7%以下に抑えるべきである。Vのよ
り好ましい下限は3%、より好ましい上限は6%であ
る。
10%以上 Wは、高速度鋼として基本的な特性を付与する重要な元
素であり、MC型やM6C型の炭化物を形成すると共
に、その一部はマトリックス中に溶け込んで耐摩耗性や
焼戻し硬さ、高温硬さ等を高め、工具等の切削性能を改
善する作用を発揮する。こうした効果を有効に発揮させ
るには、10%以上、より好ましくは11%以上含有さ
せることが望ましい。しかし多過ぎると、炭化物の析出
量が多くなると共に析出する炭化物サイズも大きくな
り、靭性劣化を招く原因になるので、15%程度以下、
より好ましくは14%程度以下に抑えることが望まし
い。
C型の炭化物を形成して耐摩耗性、焼戻し硬さ、高温硬
さ等を高め、切削性能の向上に寄与する。こうしたMo
の作用は、上記Wの1/2量にほぼ対応している。従っ
て、Wの一部をMoに置き換えて含有させることが可能
であり、両者を併用する時の好ましい含有率は「W+2
Mo」として10質量%以上、より好ましくは11%以
上である。しかしMoの含有量が多過ぎると、炭化物が
粗大化して加工性を低下させる原因になるので、Moと
しての含有率は10%以下、より好ましくは5%以下に
抑えるべきである。
温硬さを高めるのに有効な元素である。また、炭化物の
析出を促進するがそれ自体は炭化物を生成しないので、
マトリックスを高質化するうえでも有効に作用する。こ
うした作用は、Coの含有量を増すにつれて大きくなる
が、20%を超えて過度に含有させてもそれ以上の効果
は得られず不経済であるので、20%程度以下、より好
ましくは15%程度以下に抑えるのがよい。
記の通りであるが、この他、一般的に含有される代表的
な元素としてSiおよびMnが挙げられ、これらの作用
と好ましい含有率は下記の通りである。
の硬さを向上させる上でも有効に作用する。こうした効
果は、その含有量が増すにつれて大きくなるが、多過ぎ
ると粉末高速度鋼の靭性を劣化させる原因になるので、
好ましくは3%以下、より好ましくは1.0%以下に抑
えることが望ましい。
が、焼入れ性の向上にも有効に作用する。しかし多過ぎ
ると、粉末高速度鋼としての靭性を劣化させる原因にな
るので、好ましくは3%以下、より好ましくは1.0%
以下に抑えることが望ましい。
成分組成は上記の通りであり、残部は実質的にFeから
なるものであるが、本発明の粉末高速度鋼には、上記の
各種成分以外にもその特性を阻害しない程度の微量成分
を含むものであってもよく、それらも本発明の技術的範
囲に含まれる。かかる微量成分としては、Ni,Nb等
の許容成分や、P,S,Cu,As,Sb等の不純物、
或は不可避的不純物が挙げられる。
効果をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記
実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の
趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施するこ
とも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に
包含される。
トマイズ粉末を使用し、各粉末をカプセルに装入して常
温で窒素ガス置換した後、カプセル内に窒素ガスを圧入
して内部圧力を+800mmAgとする。次いで、窒化
状況と組織を均一化するため650℃まで昇温して2時
間保持した後、850℃まで昇温して所定時間維持する
ことにより窒化を行なう。この時の温度と時間を適切に
制御することによって窒化量(即ち窒素含有量)を調整
し、窒素化された粉末高速度鋼を製造する。この粉末高
速度鋼をHIP法により圧粉成形した後1150℃で加
熱鍛造し、1220℃で焼入れ処理してから560℃で
2回焼戻し処理し、最後に500℃で焼戻し処理を行な
って供試鋼を得る。
EMによる反射電子像観察を行なってM6C,VC,V
CNの区分観察を行ない、VCNの析出状況や(VC+
VCN)の面積率と平均粒径を調べると共に、下記の方
法で各供試鋼の固溶窒素量と全窒素量を求めた。
よって全窒素量を測定する。
法)] I:10%アセチルアセトン−1%テトラメチルアンモニ
ウムクロライド−メタノール溶液(AA系非水溶液)を
用いた定電位電解によって、各分析試料片を溶解させ
る、 II:上記Iの溶液を濾過し、溶け残っている炭窒化物を採
取する、 III:採取した炭窒化物の成分を化学分析によって定量す
る、 IV:上記Iの工程での溶解量(電解前重量−電解後重量)
および上記IIで採取した炭化物量を測定しておき、上記
IIIで得た炭窒化物の成分分析値から、供試鋼全体にお
ける炭窒化物中の窒素量を求める。
窒化物中窒素量から、下記式により固溶窒素量を求め
る、固溶窒素量=全窒素量−炭窒化物中窒素量(質量
%)。
さ約3μmのTiNコーティングを行なった後、夫々に
ついて荷重負荷速度100N/min、移動速度10m
m/minの条件で半径200μmのダイヤモンド圧子
によるスクラッチ試験を行なってコーティング膜の剥離
状況と割れ発生の有無を調べ、表1に併記する結果を得
た。
V,ガス雰囲気;窒素20mtorr,成膜時間;30
分。
反射電子組成像の観察結果を図1に示す。この反射電子
組成像において、白く高輝度の析出物はM6C系析出物
であり、グレーおよび母地に近いコントラストの部分は
Wを含むVC、黒いダークコントラストの部分はVCN
である。
処理なしの比較材であり、比較的粗大なVCは存在する
がVCNの析出は認められない。ここで、矢印1はM6
C、矢印2,3はVC、矢印4は介在物(MnS)であ
ることをEDX分析(エネルギー分散型蛍光X線分析)
によって確認した。
0.5%とした供試鋼No.5では、図2のSEM写真に
見られる如く微細なVCNが数多く認められ、供試N
o.1に比べて微細均一に分布しており、母地組織のマ
ルテンサイト結晶粒内にもVCNが析出している。ここ
で、矢印1はM6C、矢印2はVC、矢印3,4はVC
Nであることを、同様にEDXによって確認した。焼入
れままの組織と比較したところ、各図に矢印で示す如く
特に微細(0.4μm以下)な析出物は、焼戻し中に2
次析出物として析出したVCNであることが確認され
た。
鏡によって確認された組織写真を、図4に上記供試鋼N
o.5の光学顕微鏡によって確認された組織写真を示
す。
o.7では、VCNが析出しており、[VC+VCN]
の平均粒径は微細化しているが、M6C量が大幅に増大
している。この様にM6Cが増加すると、母材の靭性や
抗折力が悪くなる可能性がある。
増大するのは、窒化処理なしではMXがWやMoを多量
に含むVCであるのに対し、窒化処理するとW,Mo含
有量の少ないVCNに変化し、その時にW,Moが吐き
出されてM6Cを形成するためと考えられる。即ち窒素
を多量に導入すると析出物はVCN主体となり、結果と
してM6Cが急激に増大する。
C+VCN]の面積率、平均粒径、VCNのマルテンサ
イト結晶粒内析出状況を調べた結果を、表1および図5
に示した。また、スクラッチ試験において割れ発生の有
無を超音波測定によって検出し、割れが発生した時の荷
重を求め、試験後の表面観察からTiNコーティングの
剥離状況を観察し、結果を表1および図6に示した。
25%以上に高めたものでは、MX[VC+VCN]の
平均粒子径が微細になると共にコーティング膜の割れ発
生荷重が高くなり、剥離も起こらなくなる。特に、[V
C+VCN]の平均粒子径が0.8μm以下で、且つ粒
径0.8μm以下の炭窒化物の面積率が5%以上であ
り、更に母材組織のマルテンサイト結晶粒内に微細なV
CNが析出したものでは、高い割れ発生荷重が得られて
いる。
化物を全域に微細分散せしめると共に、マルテンサイト
結晶粒内にも[VC+VCN]析出せしめたものは、コ
ーティング膜に対して高い密着性を示している。また、
この様な[VC+VCN]析出状態を確保するには、供
試鋼中の窒素量を0.25%以上に高めることが有効で
あり、母地組織中の固溶窒素量を0.04%以上にする
ことが有効であることが分かる。
M6Cの析出物量が顕著に増大して靭性を劣化させると
共に、割れ発生荷重も低下してくるので、全窒素量はV
含有量に対して質量比で3割程度以下(本例ではV含有
量0.3%に対し0.3×0.3%=0.9%)に抑え
ることが望ましいことが分かる。
を製造し、組織解析およびTiNコーティング層のスク
ラッチ試験を行なった。結果は表2および図7,8に示
す通りであり、本実施例においても、VCNがマルテン
サイト結晶粒内に析出し、[VC+VCN]の平均粒径
が0.8μm以下で、全窒素量が0.3%以上、固溶窒
素量が0.04%以上である供試鋼No.10〜13で
は、優れたコーティング層の密着性が得られている。
でコーティング層の密着性改善が可能であると考えられ
たので、種々の基本成分について窒素量の影響を確認す
るため、表3に示す成分系の粉末高速度鋼について同様
の試験を行なった。結果を表3に示す。
窒素を多量含有させてMX系析出物[VC+VCN]を
微細分散させ、[VC+VCN]をマルテンサイト結晶
粒内に析出させたものは、コーティング膜の密着性が高
められている。また、V添加量が少なくて[VC+VC
N]の析出量が少ない供試鋼No.23では、割れ発生
荷重は窒素量が少ない供試鋼No.22に比べて高くな
っているものの、同一Mo,W量でV添加量を3%以上
に高めた供試鋼No.20,21に比べると割れ発生荷
重の上昇度合いは少ない。このことから、コーティング
膜の密着性改善には[VC+VCN]の占める面積率で
5%以上のが必要であり、V量は2.5%以上が必要と
判断される。
は、相当量の窒素を含有させた場合でもコーティング層
の剥離が生じており、コーティング膜の密着性改善効果
が不足する。これは、試験後の表面観察から、素材鋼の
硬度そのものが低いためスクラッチ試験時の押し込み量
が大きくなり、ダイヤモンド圧子によって母材ごと削り
取られたためである。
は、[VC+VCN]が微細分散しVCNがマルテンサ
イト結晶粒内に析出する条件では、硬度をHRC67以
上とすることにより、コーティング膜の剥離をより効果
的に抑制し得ることが分かる。一方で、VCNがマルテ
ンサイト粒内に析出していない窒素量不足の供試鋼で
は、前記実施例1のNo.1,2の如く高度がHRC6
7以上でも剥離が生じているのに対し、供試鋼No.1
6の表面硬度はやや低いにもかかわらず、[VC+VC
N]の微細分散化およびVCNのマルテンサイト結晶粒
内析出によってコーティング膜の剥離抑制効果が得られ
ている。
末高速度鋼中のバナジウム炭窒化物の平均粒径と、粒径
0.8μm以下のバナジウム炭窒化物の面積率を特定す
ると共に、マルテンサイト結晶粒内にも0.4μm以下
の微細なバナジウム炭窒化物を微細析出させることによ
って、Ti炭窒化物系硬質被膜との密着性を高めると共
に、マトリックスの表面硬度を高めることにより、硬質
皮膜の耐割れ性や剥離抵抗を著しく高めることができ、
切削工具やパンチ、金型などを初めとする様々の耐摩耗
性部品用として、コーティング硬質皮膜の特徴を一段と
有効に発現することのできる粉末高速度鋼を提供し得る
と共に、Ti炭窒化物の如き硬質皮膜のコーティング成
形によって高寿命の高速度鋼工具を提供し得ることにな
った。
ある。
る。
が、[VC+VCN]炭窒化物の平均粒子径と面積率に
及ぼす影響を示したグラフである。
が、TiNコーティング膜の割れ発生荷重に与える影響
を示したグラフである。
が、[VC+VCN]炭窒化物の平均粒子径と面積率に
及ぼす影響を示したグラフである。
が、TiNコーティング膜の割れ発生荷重に与える影響
を示したグラフである。
Claims (10)
- 【請求項1】 C、Cr及びVを含有すると共に、Mo
及び/又はWを含有する粉末高速度鋼であって、断面に
表われるバナジウム炭窒化物の平均粒径が0.8μm以
下で、且つ粒径0.8μm以下のバナジウム炭窒化物が
面積率で5%以上分散しており、更に、マルテンサイト
結晶粒内に粒径0.4μm以下の微細なバナジウム炭窒
化物が析出していることを特徴とするコーティング性に
優れた粉末高速度鋼。 - 【請求項2】 他の元素としてCoが含まれている請求
項1に記載の粉末高速度鋼。 - 【請求項3】 全窒素含量が0.25質量%以上である
請求項1または2に記載の粉末高速度鋼。 - 【請求項4】 鋼マトリックス中の固溶窒素量が0.0
4質量%以上である請求項1〜3のいずれかに記載の粉
末高速度鋼。 - 【請求項5】 C:0.5質量%以上、Cr:3〜5質
量%、V:2.5質量%を含有すると共に、W及び/又
はMo:(W+2Mo)で10質量%以上を含むもので
ある請求項1〜4のいずれかに記載の粉末高速度鋼。 - 【請求項6】 Co含有量が20質量%以下(0%を含
まない)である請求項1〜5のいずれかに記載の高速度
鋼。 - 【請求項7】 全窒素量が、V×0.3(質量%)以下
である請求項3〜6のいずれかに記載の粉末高速度鋼。 - 【請求項8】 表面硬さがHRC67以上である請求項
1〜7のいずれかに記載の高速度鋼。 - 【請求項9】 請求項1〜8のいずれかに記載された高
速度鋼の表面に、金属炭窒化物系硬質膜が形成されてい
ることを特徴とする高速度鋼工具。 - 【請求項10】 硬質膜を構成する金属炭窒化物がチタ
ン炭窒化物である請求項9に記載の工具。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2001081509A JP3987297B2 (ja) | 2001-03-21 | 2001-03-21 | コーティング性に優れた粉末高速度鋼および高速度鋼工具 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2001081509A JP3987297B2 (ja) | 2001-03-21 | 2001-03-21 | コーティング性に優れた粉末高速度鋼および高速度鋼工具 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2002275602A true JP2002275602A (ja) | 2002-09-25 |
JP3987297B2 JP3987297B2 (ja) | 2007-10-03 |
Family
ID=18937604
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2001081509A Expired - Lifetime JP3987297B2 (ja) | 2001-03-21 | 2001-03-21 | コーティング性に優れた粉末高速度鋼および高速度鋼工具 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3987297B2 (ja) |
Cited By (13)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2004255482A (ja) * | 2003-02-25 | 2004-09-16 | Hitachi Tool Engineering Ltd | 被覆エンドミル |
JP2004268250A (ja) * | 2003-02-17 | 2004-09-30 | Hitachi Tool Engineering Ltd | 被覆エンドミル及び被覆用ターゲット |
JP2004306237A (ja) * | 2003-04-10 | 2004-11-04 | Hitachi Tool Engineering Ltd | 被覆粗加工用エンドミル |
JP2004337989A (ja) * | 2003-05-13 | 2004-12-02 | Hitachi Tool Engineering Ltd | 被覆ハイス工具 |
JP2011218544A (ja) * | 2010-03-25 | 2011-11-04 | Hitachi Metals Ltd | 鋼の切削方法 |
JP2013060617A (ja) * | 2011-09-12 | 2013-04-04 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 耐食性、耐焼付き性に優れた高靭性窒化粉末高速度鋼 |
JP2014210941A (ja) * | 2013-04-17 | 2014-11-13 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 高温焼戻し硬さに優れた粉末高速度工具鋼 |
CN104388819A (zh) * | 2014-10-31 | 2015-03-04 | 苏州莱特复合材料有限公司 | 一种用于切削刀具的粉末冶金材料及其制备方法 |
JP2016037640A (ja) * | 2014-08-08 | 2016-03-22 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 耐摩耗性に優れた窒化粉末高速度工具鋼およびその製造方法 |
JP2016211022A (ja) * | 2015-04-30 | 2016-12-15 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 硬度、靭性および耐摩耗性に優れた窒化粉末高速度工具鋼 |
JP2018178135A (ja) * | 2017-04-03 | 2018-11-15 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 耐摩耗性に優れる窒化粉末高速度工具鋼 |
JP2019151924A (ja) * | 2018-02-27 | 2019-09-12 | ロールス・ロイス・ピーエルシーRolls−Royce Public Limited Company | オーステナイト鉄合金を製造する方法 |
CN114713820A (zh) * | 2022-04-13 | 2022-07-08 | 河南颍川新材料股份有限公司 | 近球形碳化钛包覆高速钢复合粉体的制备装置及制备方法 |
-
2001
- 2001-03-21 JP JP2001081509A patent/JP3987297B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (16)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2004268250A (ja) * | 2003-02-17 | 2004-09-30 | Hitachi Tool Engineering Ltd | 被覆エンドミル及び被覆用ターゲット |
JP2004255482A (ja) * | 2003-02-25 | 2004-09-16 | Hitachi Tool Engineering Ltd | 被覆エンドミル |
JP2004306237A (ja) * | 2003-04-10 | 2004-11-04 | Hitachi Tool Engineering Ltd | 被覆粗加工用エンドミル |
JP2004337989A (ja) * | 2003-05-13 | 2004-12-02 | Hitachi Tool Engineering Ltd | 被覆ハイス工具 |
JP2011218544A (ja) * | 2010-03-25 | 2011-11-04 | Hitachi Metals Ltd | 鋼の切削方法 |
JP2013060617A (ja) * | 2011-09-12 | 2013-04-04 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 耐食性、耐焼付き性に優れた高靭性窒化粉末高速度鋼 |
JP2014210941A (ja) * | 2013-04-17 | 2014-11-13 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 高温焼戻し硬さに優れた粉末高速度工具鋼 |
JP2016037640A (ja) * | 2014-08-08 | 2016-03-22 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 耐摩耗性に優れた窒化粉末高速度工具鋼およびその製造方法 |
CN104388819A (zh) * | 2014-10-31 | 2015-03-04 | 苏州莱特复合材料有限公司 | 一种用于切削刀具的粉末冶金材料及其制备方法 |
CN104388819B (zh) * | 2014-10-31 | 2016-06-29 | 新昌县大市聚镇海房机械厂 | 一种用于切削刀具的粉末冶金材料及其制备方法 |
JP2016211022A (ja) * | 2015-04-30 | 2016-12-15 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 硬度、靭性および耐摩耗性に優れた窒化粉末高速度工具鋼 |
JP2018178135A (ja) * | 2017-04-03 | 2018-11-15 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 耐摩耗性に優れる窒化粉末高速度工具鋼 |
JP2019151924A (ja) * | 2018-02-27 | 2019-09-12 | ロールス・ロイス・ピーエルシーRolls−Royce Public Limited Company | オーステナイト鉄合金を製造する方法 |
JP7242344B2 (ja) | 2018-02-27 | 2023-03-20 | ロールス・ロイス・ピーエルシー | オーステナイト鉄合金を製造する方法 |
CN114713820A (zh) * | 2022-04-13 | 2022-07-08 | 河南颍川新材料股份有限公司 | 近球形碳化钛包覆高速钢复合粉体的制备装置及制备方法 |
CN114713820B (zh) * | 2022-04-13 | 2024-02-23 | 河南颍川新材料股份有限公司 | 近球形碳化钛包覆高速钢复合粉体的制备装置及制备方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP3987297B2 (ja) | 2007-10-03 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
US11473622B2 (en) | Bearing component having a metallic base body and an alloy-steel coating | |
JP4688735B2 (ja) | 高温浸炭時の結晶粒粗大化防止特性に優れた熱間圧延材 | |
EP3467128B1 (en) | Extrusion die made of hot working steel and production method thereof | |
TW201107495A (en) | High strength low alloyed sintered steel | |
JP3017764B2 (ja) | 耐摩耗複合ロール及びその製造法 | |
JP2002275602A (ja) | コーティング性に優れた粉末高速度鋼および高速度鋼工具 | |
CN113396233A (zh) | 具有改进的可压缩性和生坯强度的硬质粉末颗粒 | |
JP3867272B2 (ja) | 熱間加工鋼対象物 | |
JP5045972B2 (ja) | 粉末冶金で製造された高速度鋼 | |
JP4517172B2 (ja) | 硬質工具鋼およびそれによる粉末冶金鋼材 | |
JP2002332552A (ja) | 快削性焼結部材およびその製造方法 | |
CN114318135A (zh) | 耐磨损高速钢 | |
EP1024207A1 (en) | Cemented carbide with a hardenable binder phase | |
JP5831899B2 (ja) | 耐食性、耐焼付き性に優れた高靭性窒化粉末高速度鋼 | |
JP2019116688A (ja) | 粉末高速度工具鋼 | |
CN113215482B (zh) | 耐磨冷作工具钢 | |
CN114318164B (zh) | 耐磨耐蚀工具钢 | |
CN114318131B (zh) | 耐磨合金 | |
WO2022124217A1 (ja) | 耐摩耗性部材およびそれを用いた機械装置 | |
CN114318133A (zh) | 耐磨工具钢 | |
JP2021176987A (ja) | 析出硬化型ステンレス鋼と炭化物からなる焼結合金 | |
JPH11172364A (ja) | 焼結工具鋼の製造方法 | |
JP2002339039A (ja) | 高硬度鋼部品 | |
CN114318134A (zh) | 耐磨高速钢 | |
JP2006095610A (ja) | 高温強度特性に優れた鋸刃 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Effective date: 20040401 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 |
|
A521 | Written amendment |
Effective date: 20040805 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20050622 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050628 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050823 |
|
A521 | Written amendment |
Effective date: 20050824 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070410 |
|
A521 | Written amendment |
Effective date: 20070607 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20070710 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Effective date: 20070712 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 |
|
R150 | Certificate of patent (=grant) or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100720 Year of fee payment: 3 |