JP2003516474A - 低炭素、低クロムの浸炭可能な高速度鋼 - Google Patents

低炭素、低クロムの浸炭可能な高速度鋼

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JP2003516474A JP2001544392A JP2001544392A JP2003516474A JP 2003516474 A JP2003516474 A JP 2003516474A JP 2001544392 A JP2001544392 A JP 2001544392A JP 2001544392 A JP2001544392 A JP 2001544392A JP 2003516474 A JP2003516474 A JP 2003516474A
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Abstract

(57)【要約】 慣用的な技術を使用する浸炭を可能にする、標準級のHSSより少ないC及びCr含有率を有する高速度鋼(HSS)組成物。合金は、0.40重量%未満のC及び2%未満のCrを含む。低いCr含有率は、本発明の鋼の浸炭の容易さを向上することにおいて重要な要素である。得られたHSS組成物は、高い硬さ及び破壊耐性を保有する。更に具体的には、鋼は、重量%で:0−0.4%のC;0.5−1.5%のCr;1.5−3.5%のNi;0.1−0.6%のMn;0.15−0.65%のSi;最大0.03%のP;最大0.03%のS;4.0−15.3%のMo;1.0−5.7%のV;13%以下のCo及び28%以下のWからなる群から選択される一つ又はそれ以上のもの;並びに残部の本質的にFe及び不可避不純物を含み、そして、%Cr+%Mo+%V+%W+%Coの合計の量は、35%以下である。

Description

【発明の詳細な説明】
【0001】 発明の背景 1.発明の分野 本発明は、一般的に高速度鋼、そして更に特定的には、硬さ及び破壊抵抗を必
要とするころ軸受け、タップ及び他の適用として使用される、低炭素及びクロム
濃度を有する浸炭可能な高速度鋼に関する。
【0002】 2.関連技術の説明 変化する接触負荷にさらされる軸受けレース上、又はその下の応力の状態が、
使用寿命に主要な影響を有することは公知である。殆んどのテーパー付きころ軸
受けは、浸炭級の鋼鉄から製造される。これらの級から製造される部品が浸炭さ
れ、そして熱処理される場合、硬化された部品によって得られる利益のいくつか
は:熱処理におけるより少ない焼き入れ割れ、研磨による損傷に対する感受性の
減少、及び使用中の問題が少ない、更に信頼性の高い製品を提供する、改良され
た破局的破損に対する靭性又は耐性である。
【0003】 浸炭された部品において、圧縮残留応力は熱処理中に発生する。浸炭中の部品
への炭素の吸収は、炭素濃度が表面近傍で最高であり、そして表面からの距離が
増加するに伴なって減少する炭素の勾配を作り出す。従って、部品の中心部は合
金の公称炭素含有量を含む。鋼部品がオーステナイト化温度から焼き入れされる
場合、マルテンサイトが形成される。オーステナイトからマルテンサイトへの変
態は、合金の炭素含有率に直接比例する体積膨張を伴う。焼き入れされた場合、
部品の表面は部品の内部の部分より急速に冷却される。更にMs温度(オーステ
ナイトがマルテンサイトに変態する温度)は、炭素含有率が増加すると減少する
。従って、浸炭された部品において、中心部と比較して、表面又はいわゆる“肌
(case)”は、均一な組成の部品において起こるより低い温度でマルテンサイト
へ変態する。従って、同時に起こるこれらの二つの効果は、表面層すなわち肌に
形成される相対的に高い圧縮残留応力を発生する。この種の加工の総括的な詳細
は、“Carburizing and Carbonitriding”, merican Society for Metals ,Materials
Park,Ohio(1997)に記載されている。
【0004】 この表面残留応力効果は、均一な組成を有する部品においては起こらない、即
ち浸炭されない。圧縮表面残留応力によって作り出される向上された性能は、1
980年3月4日に付与された米国特許第4,191,599号のもののような
高炭素含有合金を浸炭するために開発された方法となった。‘599号特許は、
標準的な浸炭用鋼に使用されるよりも高い潜在炭素を含む浸炭雰囲気における、
52100及びM50のような高炭素鋼の浸炭を開示している。得られた炭素勾
配は、これらの鋼が焼き入れ及び焼き戻しされた場合、妥当な表面圧縮残留応力
を与える。
【0005】 圧縮残留表面応力が利益をもたらすもう一つの要素は、軸への軸受け部品のプ
レス嵌めを含む。軸に対する軸受けのプレス嵌めが、軸受けに引張応力を生じさ
せることは公知である。全体的に硬化されたAISI 52100鋼のプレス嵌
めが、疲労寿命に明確に逆効果を有することは証明されている。然しながら、同
様に、浸炭されたAISI 8620から製造されたプレス嵌め軸受けは、満足
に作用することが見出された。プレス嵌め条件下で、浸炭されたAISI 86
20は、AISI 52100と比較して優れた疲労特性を有することが結論付
けられた。この研究は、T.E.Hustead,“Consideratio
n of Cylindrical Roller Bearing Load
Rating Formula”,SAE Preprint 569A(S
ept.1962)によって報告されている。
【0006】 例として、浸炭された8119鋼から製造されたLM12749軸受けコーン
内部レースを、全体的に硬化された均一な炭素勾配を有する(浸炭されない)1
.0%炭素の46100鋼から製造された同じ内部レースと比較した場合を挙げ
る。浸炭された軸受けコーンの圧縮応力は、表面における約−48.1ksiか
ら表面下約0.76mm(0.030”)の深さにおける約−22.6ksiま
で変化する。全体的に硬化された46100高炭素合金鋼から製造された軸受け
コーンの場合、表面から表面下約0.76mm(0.030”)まで、多くとも
僅か約−3.8ksiであった。
【0007】 低炭素合金鋼から製造された浸炭された軸受けは、高炭素合金鋼から製造され
た全体的に硬化された軸受けより良好な特性を有するが、これらのいずれの種類
の合金も、約204℃(400°F)を超える連続した温度では良好に作用しな
い。更に、260℃(500°F)又はそれ以上の温度に短時間暴露することに
よって、殆んどの合金から製造された部品は著しく軟化する可能性がある。ジェ
ットエンジンの主軸受けのような要求の厳しい適用においては、M50のような
高速度鋼(時に“HSS”と呼ばれる)が選択される。高速度鋼は、合金鋼より
高い圧縮降伏応力を有する。これらの鋼の高い圧縮降伏応力は、HSS合金の高
い炭素含有率並びにクロム、モリブデン、バナジウム及びタングステンのような
合金元素の存在の直接の結果である。
【0008】 高速度鋼に使用される熱処理は、合金鋼に使用される熱処理とは異なっている
。例えば、AISI 4340のような合金鋼に対する典型的な熱処理サイクル
は、材料を約843℃(1550°F)で部品全体をこのオーステナイト化温度
で1時間平衡化して、オーステナイト化する。次いで材料は、炉から迅速に取り
出され、そして油中で焼き入れされる。材料が約66℃(約150°F)まで冷
却された後、これを焼き入れ浴から取り出す。次いで合金を約716℃(132
0°F)未満の温度で約2時間焼き戻しする。最大の硬さ及び強度を得るために
は、合金は約177℃(350°F)以下の温度で焼き戻しされる。然しながら
、靭性が重要である場合、621℃(1150°F)の焼き戻し温度が選択され
る。AISI 52100のような軸受け合金に対しては、オーステナイト化は
約829℃(1525°F)であろう。焼き入れ後、約177℃(約350°F
)の焼き戻し温度が使用される。合金鋼から製造されるいかなる軸受けに対して
も低温焼き戻しを使用することができる。これは、得られた部品が硬く、そして
できるだけ高い圧縮降伏応力を有することを確実にする。約177℃(350°
F)を超える焼き戻し温度は、硬さ、そして従って全体的に硬化された鋼から製
造される軸受けの圧縮降伏応力を低下する。
【0009】 オーステナイト化され、そして次いで油で焼き入れされた全ての合金鋼におい
て、焼き戻し温度を上昇することは、合金の硬さを減少することが見出されてい
る。このような型の焼き戻し反応を有する鋼は、“クラス1”型の鋼として図1
において参照される。
【0010】 高速度鋼に対して使用される熱処理方法は、約788℃ないし843℃(約1
450°Fないし1550°F)の予熱で始まる。HSSから製造された部品は
、予熱温度で少なくとも1時間平衡化される。予熱に続いて、高速度鋼合金はよ
り高い温度のオーステナイト化炉に迅速に入れられる。合金にもよるが、高いオ
ーステナイト化温度は、約1093℃ないし1163℃(2000°Fないし2
125°F)の範囲であろう。部品は、オーステナイト化温度に短時間、例えば
3ないし10分間保持される。オーステナイト化に続いて、材料は約538℃(
1000°F)の塩浴中で焼き入れされる。塩浴中で平衡化された後、部品は少
なくとも約66℃(150°F)まで空冷される。油焼き入れが使用される場合
、材料は約482℃(900°F)に達した時に取り出されなければならず、そ
の後、約66℃(150°F)まで静止空気で冷却することが推奨される。
【0011】 焼き入れ後、高速度鋼合金は、焼き入れされていないマルテンサイト、合金炭
化物及び残留オーステナイトを含む。HSSの焼き戻しは、二つのことを達成し
なければならない。マルテンサイトは焼き戻しされる必要があり、そして残留オ
ーステナイトはマルテンサイトに変態されなければならない。高速度鋼を焼き戻
しするために使用される一般的な方法は、合金を約538℃(約1000°F)
で2時間加熱し、次いで室温まで空気冷却することである。次いでサイクルはも
う一度繰り返される。殆んどの高速度鋼は、図1の“クラス3”の焼き戻し反応
を示す。適当な焼き戻し温度が見出された場合、焼き戻しサイクル後の硬さは、
HSS合金の焼き入れ直後の硬さより実際的に高い。
【0012】 高速度鋼の熱処理中に起こる材料及び化学的変態は合金鋼中で起こる変態より
も更に複雑である。典型的な高速度鋼合金は、0.80%ないし1.40%の炭
素を含む。更に、25%までの合金元素が存在し得る。主要な合金元素は、典型
的にはCr、Mo、V及びWの組み合わせである。より少量のCo、Si及びC
bもしばしば存在し得る。これらの合金が鋳造され、熱間圧延され、次いで焼き
なましされた後、微細組織は低炭素鉄、フェライト及び大量の体積部分の合金炭
化物からなる。
【0013】 高速度鋼中の合金炭化物は、一般的に合金元素及び炭素の組み合わせから構成
され;従って、Mxyの呼称が使用される。Mは金属原子を表し、そしてCは炭
素を示す。それぞれXは炭化物中の金属原子の数に対応し、そしてYは炭素原子
の数である。焼きなましされた高速度鋼中の典型的な炭化物は、MC、M6C及
びM236であろう。
【0014】 焼きなましされた合金が約843℃(1550°F)に予熱された場合、フェ
ライトはオーステナイトに変態し、そして合金炭化物の一部は分解するだろう。
温度が約1121℃(2050°F)以上のオーステナイト化炉に鋼が入れられ
た場合、全てのM236は分解する。50%ほどのM6C及びMCは、高いオース
テナイト化温度において分解するだろう。炭化物が分解するとき、炭素はオース
テナイト母相中に分散する。合金が焼き入れされ、次いで約66℃(150°F
)以下に冷却された場合、殆んどの高炭素のオーステナイトはマルテンサイトに
変態する。オーステナイトの一部は残留し、そして分解しなかった炭化物は残存
する。存在する炭化物は、MC及びM6C型である。熱処理のこの段階において
、合金の硬さは高い。全合金含有率にもよるが、硬さはしばしば60HRC(7
32KHN)を超える。
【0015】 高速度鋼の約427℃(800°F)以下の温度の焼き戻しは、合金の硬さを
若干低下させるだろう。然しながら、約538℃(1000°F)近傍の焼き戻
し温度は、図1のこれらの鋼(クラス3)の硬さを増加する。この現象は二次硬
化と呼ばれる。二つのプロセスがこの温度範囲において起こる:(1)残留オー
ステナイトがマルテンサイトに変態する;そして(2)Mo2C、W2C及びVC
のような非常に小さい合金炭化物が形成される。
【0016】 高速度鋼の高い硬さ、並びにその高温における軟化に対する耐性は、主として
二次硬化の現象による。小さい合金炭化物の形成は、これらの合金が示す優れた
高温硬さに主として原因がある。
【0017】 航空機用エンジンに使用される軸受けに対する要求が増したため、M50高速
度鋼が高温使用を必要とする適用に対して選択された。この合金は、二次硬化の
現象によってその最大硬さを達成する。従って、M50は、高温において良好な
強度を有する。M50の公称組成は、0.80%のC、4.10%のCr、4.
25%のMo及び1.00%のVである。この合金の二次硬化は主としてMo及
びVによって起こされる。
【0018】 M50又は他の高速度鋼の主たる不利益は、相体的に高い炭素及びその破壊抵
抗又は靭性を大きく減少する合金の合金含有率である。浸炭された部品を使用す
ることによる本質的な利益に対する以前の知識を考究して、M50の低炭素変種
が開発された。低炭素変種は、M50Nilと命名され;その公称組成は:0.
13%のC、4.20%のCr、3.40%のNi、4.25%のMo及び1.
2%のVである。M50の低炭素Ni添加変種は、優れた破壊靭性を有する。更
に、硬化層にガス−金属反応によって炭素が添加されるために、浸炭中に形成さ
れる炭化物は、精錬されたM50中の炭化物より小さい。大きい炭化物が存在し
ないことは、ころ接触の疲労寿命に対して利益がある。
【0019】 M50Nilに伴なう一つの重要な不利益がある。合金が4.2%のCrを含
むために、これを浸炭することが困難である。M50Nilから製造された部品
は、浸炭する前に予備酸化しなければならない。この工程は、M50Nilを使
用する軸受け製造業者に付加的な費用及び問題を作り出す。真空プラズマ浸炭を
非酸化M50Nilに使用することができるが、しかしこの処理は、標準的なガ
ス浸炭と比較して非常に高価である。
【0020】 殆んどの高速度鋼中の約4%のクロムの存在は、部分的にはこれらの合金の早
期の開発及びその加工の結果であろう。これらの級の合金の初期の開発中に、4
%のクロムが、高速度鋼の硬さ及び靭性の間の最良の折衷策であると注目された
。然しながら、合金鋼と比較した場合、全ての高速度鋼の靭性は最良でも非常に
不良であることに注意すべきである。クロムはこれらの合金の大きい硬化性の主
たる原因であるが、この特性は大きい断面積を有する部品においてのみ重要であ
る。母相中のクロムが二次硬化現象に関係する炭化物の析出及び凝集の困難さを
増加すると考えられている。然しながら、クロム単独では、高温硬さの改良に大
きくは寄与しない。切削試験において、4%未満のCrは切削効率を減少させる
ことが示された。高速度鋼の初期の開発において、クロムは熱処理中のこれらの
合金の酸化及びスケーリングを減少することが見出された。この要素は1940
年代においては重要であったかもしれないが、今日の近代的炉及び改良された塩
浴においては、熱処理中の酸化は、容易に防止することができる。クロムによっ
て起こされる酸化に対する耐性は利益であると考えられるが、しかしこの同じ特
性がM50Nilを浸炭することを困難にしていることは、考慮すべきなお大き
な重要事項である。
【0021】 軸受けに対する適用における高速度鋼の使用において達成される利益と、これ
らの合金及びM50Nilによって経験した制約の認識とを組み合わせた注意深
い分析は、本発明が成されるもととなった。
【0022】 理想的には、高温における適用に対する軸受け合金は、以下の特性を保有しな
ければならない: 1.高い圧縮降伏応力 2.高い硬さ 3.高い高温硬さ 4.優れた靭性 5.製造の容易さ 6.硬化層中の圧縮残留応力。
【0023】 発明の概要 本発明は、8620、8720、4320又は3311のような標準的合金鋼
に対して使用される、慣用的な方法を使用して容易に浸炭することができる低炭
素高速度鋼に関する。合金のこの群は、標準級の高速度鋼より少ない炭素を含む
。好ましくは本発明による合金は、0.40重量%未満の炭素を含む。更に、こ
の合金のクロム含有率は、2重量%未満で、そして更に好ましくは、クロム含有
率は1.5重量%未満である。低クロム含有率は、これらの鋼の浸炭の容易さを
促進する重要な要素である。合金添加物の残りの部分は、Mo、V、W、Co、
Si、Cb及び他の元素を含むことができ、これらの合計の含有率は一般的に2
5%未満である。全ての鋼のように、合金の大部分は鉄によって構成される。合
金元素の選択及びその特性に対する効果を以下に示す:
【0024】
【表1】
【0025】 *元素は、所望する特性に対して通常の量添加された場合に有効性が減少する
順序で概略配列されている。 **バナジウム炭化物を分解するために充分に高い温度でオーステナイト化した
場合、深部硬化を与える。
【0026】 本発明の主たる開発が軸受けにおける適用を意図したが、多くの他の適用を構
想することができる。例えば、慣用的な高速度鋼から製造されたタップは、これ
らに大きすぎる力が加えられた場合容易に破壊する。浸炭されたHSSから製造
されたタップは、同様な高炭素タップより更に良好な破壊抵抗を保有する。
【0027】 本発明の合金の表面の炭素含有率は、浸炭雰囲気によって制御される。本発明
の合金から製造される切削工具の表面に高い炭素含有率(例えば、1%までの炭
素)を与えることは容易である。高い炭素含有率は、切削工具を更に耐摩耗性に
し、そしてこれらの工具の全体の靭性を優れたものにする。一般的に1%を超え
る炭素含有率を持つ鋼を製鋼工場で製造することは非常に困難である。このよう
な高炭素含有率の鋼は、凝固した後に割れる傾向があり、そして再加熱し、そし
て鍛造又は圧延することが極度に困難である。
【0028】 本発明の合金中の炭化物の大部分は、浸炭中に形成されるために、全体の炭化
物の大きさの分布は、同様な精錬合金中の炭化物より小さい。更に、浸炭以前に
存在する炭化物の数は、高炭素合金よりも少ない。従って、本発明の鋼の群は、
標準的HSSより切削が容易である。高い容量部分の炭化物が存在しないことは
、これらの級の鋼にもう一つの利益を与える。より高い濃度のMn及びSをこれ
らの本発明の合金に組み込んで、これらの鋼の切削性を更に向上することができ
る。以下の詳細な説明は、本発明の範囲のいくつかの選択された合金組成物が浸
炭及び熱処理に如何に反応するかを示す。付属するデータは、これらによって達
成される優れた物理的特性を例示する。
【0029】 本発明の完全な理解は、付属する図面と関連して、以下の説明から得ることが
できる。
【0030】 好ましい態様の説明 本発明は、8620、8720、4320又は3311のような標準的合金鋼
に対して使用される、慣用的な方法を使用して容易に浸炭することができる低炭
素高速度鋼に関する。合金のこの群は、標準級の高速度鋼より少ない炭素を含む
。更に、この合金のクロム含有率は3重量%未満で、そして更に好ましくは2重
量%未満である。低いクロム含有率は、これらの鋼の浸炭の容易さを促進する重
要な要素である。これらの鋼中の主要な合金元素は、Mo、V、W及びCrであ
る。他の合金元素としては、Co、Si及びCbを含み得る。Cr、Mo、V及
びWが二次硬化において有する効果は、Crafts及びLemontによって
1942年に注意深く図22のように報告されている。さらに示されているよう
に、Crの増加は、約538℃(1000°F)における焼き戻し中の硬さに、
Mo、V又はWよりも大きい影響を有する。従って、これらの鋼からCrが除去
された場合、焼き戻し後の同一の硬さを達成するために、Mo、V又はWの量を
増加する必要がある。図22に示された効果は、以下の等式によって表現される
: ビッカース増分(Cr)=550{%C0.8702} (1) ビッカース増分(Mo)=764{%C0.6037} (2) ビッカース増分(V)=678{%C0.5974} (3) ビッカース増分(W)=584{%C0.6039} (4) 例として、合金M1において、公称Cr含有率は3.75%である。クロム含有
率が1.50%に低下された場合、これは合金炭化物を形成するために使用され
たクロムの2.25%が除去されたことを意味する。Crafts及びLemo
ntによれば、クロムはCr73炭化物を形成する。Cr37は、19重量%の
炭素を含む。除去されたCr37は、0.43%のCを含む。これは等式1によ
って説明されるように合金の硬さの低下を起こす。硬さの低下は: ビッカース増分(Cr)=550{%C0.8702} ビッカース増分(Cr)=550{0.430.8702}=263.9 である。
【0031】 Crの除去によって失われた硬さを回復するために、合金にWが加えられる場
合、必要なWの量は等式4を使用することによって計算される: ビッカース増分(W)=584{%C0.6039} 263.9=584{%C0.6039} W2Cの式のW炭化物において、%C=0.27%である。1%のWは、W2Cを
形成するために0.033重量%のCを必要とし、これは、元の値の硬さを回復
するために、8.81%のWが合金に加えられなければならないことを意味する
。同様に、Crの代わりにMoが使用される場合、Crの除去を打ち消すために
3.09%のMoが必要となる。等式3に基づけば、Crの除去を補償するため
に、僅かに1.40%のVが必要となる。
【0032】 説明したもの以外に、他の更に複雑な炭化物をこれらの合金に含めることは全
く可能である。然しながら、これらの等式は、クロムの除去によって起こされる
二次硬化の減少、そしてMo、V及びW、又はこれらの合金の組み合わせの添加
によって起こされる二次硬化の促進の評価において基本的な指針として使用され
る。等式は、二次硬化を増加するために、Vが最も強力な合金成分であり、続い
てそれぞれMo及びWであることを示す。
【0033】 M級(モリブデン型)の高速度鋼、並びにLatrobe Steel社によ
って製造されている通常のタングステン級のT15の公称組成は、表2に含まれ
ている。これらのHSS級に対する慣用的な組成上の限定は、ASTM規格A6
00によって確立されていて、これらは表2Aに示されている。比較の目的で、
M級及びT15の両方に対する一次合金の最大量を示してある。それぞれの級に
対する全合金元素の合計量が、これらの合金に対して計算されている。
【0034】
【表2】
【0035】
【0036】
【0037】 1 化学種の限定値は製品の分析誤差を含む。他に規定しない限り、全ての型に
対して、ニッケルと銅の合計量は最大0.75%である。 2 規定された場合、切削性の向上に対して、硫黄は0.06〜0.15%であ
ってもよい。
【0038】 下記の高速度鋼、M50、M1及びM2の1%クロムの変種を考究する。合金
M50において、ASTM A600に記載されている組成の範囲を使用すれば
、クロムの公称含有率は、4.25%である。M50のクロムの公称含有率を1
%に減少した場合、3.25%のクロムが合金から除去される。このクロムの全
てがCr73合金炭化物の形になっていると仮定した場合、重量分率に基づいて
、この量のクロムを除去することは、クロム炭化物に含まれるものである0.8
2%の炭素を除去する。等式1を使用することによって、463HVのビッカー
ス硬さの低下が予測される。この硬さの低下を補償するためにMoが添加される
場合、等式2は、追加の7.28%のMoが必要であることを示す。同様に、ク
ロムの除去によって起こる硬さの低下を相殺するために、等式3によるように、
3.52%のバナジウムが必要とされる。従って、本発明による改質M50HS
S中のこれらの元素の新しい最大合金含有率は、Mo=12.0%及びV=4.
75%となる。合金成分Mo、V及びWに対する最大値は、それぞれ等式(1)
、(2)及び(3)を使用して計算され、次いで計算値は、表2AのASTM
A600中に見出される成分の最大値に加えられる。
【0039】 同様に、ASTM A600に基づいて、M1 HSSの最大クロム含有率は
、4.00%である。M1のCr含有率を1.0%に減少することは、合金炭化
物を形成するために使用されていた3%のクロムが除去されたことを意味する。
分析によれば、M50に対して説明したと同様に、改質M1のMo含有率は、6
.1%増加されなければならない。Vの増加は2.81%であり、そしてWの増
加は、等式4から16.5%である。M2 HSSに対する同様な分析は、1%
のクロム含有率に対して、対応するMo、V及びW含有率の増加は、それぞれ7
.54%、3.52%及び21.1%となることを示す。
【0040】 上記の例において、一つの計算に対して一つのみの合金の添加の効果を考慮し
た。このように、これは、本発明において考慮される合金元素のそれぞれに対す
る最大値を確立する。実際上は、クロムの除去によって起こされた硬さの低下は
ただ一つより多くの合金元素の増加によって補われる。従って、これらの鋼の実
際の組成は、組成中で引用した合金元素の最大量を有することはまれである。
【0041】 これらの例に基づけば、(%Cr+%Mo+%V+%W+%Co)からなる合
金元素の元素としての合計は、35重量%以下である。 本発明は、ここに、本発明のより良好な理解を可能にするものである特定の実
施例を参照して説明される。
【0042】 実施例 実施例1 4個の約22.7kg(50ポンド)の、改質低炭素M2高速度鋼の実験室の
真空誘導ヒートの群を、溶解し、そして注型して黒鉛のインゴットとした。イン
ゴットを焼きなましし、そして粗く切削して、表面の欠陥を除去した。次いでイ
ンゴットを約7cm(約2.75インチ)の等しい高さの3個の部分に切断した
。次いでこれらの部分を約1230℃(2250°F)に加熱し、そして圧延に
よって約1.7cm(約0.675インチ)の高さのスラブに厚みを減少した。
【0043】 本発明による改質合金の組成及び慣用的なM2高速度鋼の公称組成を、以下の
表3に示す。
【0044】
【表3】
【0045】 低い炭素及びクロム濃度に加えて、これらの本発明の合金のMo含有率及びW
含有率は、標準的M2 HSSから変更され、これらを表3にヒート1320、
1321、1322及び1323として示す。本発明による合金は、ASTM規
格A600中に与えられているような、タングステン型HSS及びモリブデン型
HSS中に通常存在する他の成分、即ち(重量%で)0.10−0.60のMn
、最大0.03のP、最大0.03のS、0.15−0.65のSi、(Ni+
Cu)=最大0.75、残部の鉄及び不可避不純物を含む。S含有率は、切削性
を改良するために約0.06−0.15に増加することができる。
【0046】 スラブにした後、合金を粗く切削し、そして合金ヒート1320、1321、
1322及び1323から製造された小さい板を、商業的設備で浸炭した。小さ
い板を標準的浸炭炉に入れ、そして約960℃(約1760°F)に加熱した。
これらを標準的な商業的な約1.6mm(1/16”)硬化層の浸炭処理にかけ
た。浸炭処理における炉の雰囲気は、天然ガスで富化された吸熱ガスと呼ばれる
。ガスは、典型的には40%の水素、40%の窒素及び20%の一酸化炭素から
構成される。炉中のガスの潜在炭素は、約1.40%のCである。加熱を含む全
サイクル時間は、約13時間である。浸炭後、板は油中で焼き入れされた。
【0047】 油焼き入れ後、板から小さい試料を切断した。これらの試料を1220℃(2
228°F)に加熱し、そして温度を15分間保持した。次いで試料を油中で焼
き入れした。焼き入れ後、試料を500℃(932°F)で2時間焼き戻しし、
そして室温に冷却した。次いで試料を500℃(932°F)で2時間再焼き戻
しし、そして室温に冷却した。試料を横断面で切断し、そして標準的金属顕微鏡
分析の準備をした。更に、移動ヌープ微小押込み硬さをそれぞれの試料に対して
行った。その結果を図2にグラフ化して示す。示したように、試料の硬さはそれ
ぞれの試料に対して、少なくとも約1.3mm(0.050”)に対して60H
RCを超えていた。これらの合金の焼き戻し反応が未知であったために、500
℃(932°F)は、適当な焼き戻し温度の初期の推定値であった。
【0048】 それぞれの合金ヒートからの試料のもう一つの群は、150℃(302°F)
ないし600℃(1112°F)の範囲の温度で、二重焼き戻しされた。ヒート
1320に対するデータを、グラフ化して図3に示す。150℃(302°F)
で焼き戻しされた場合、ヒート1320の合金の硬さは、表面下約0.25mm
(0.010”)の深さで760KHN500である。硬さの測定は、存在してい
たであろう表面の炭素の僅かな変化を除外するため、表面下約0.25mm(0
.010”)で行われた。試料が浸炭されているために、全ての硬さの測定は、
焼き戻しの効果の評価における比較の目的のために、同じ深さで行われた。示し
たように、試料の硬さは、焼き戻し温度が約400℃(約752°F)まで上昇
するに従って、最初は減少する。然しながら、400℃(752°F)を超える
温度において、硬さは上昇し始める。ヒート1320の合金に対して、最大は5
50℃(1022°F)で達成される。これらの結果は、この合金が、殆んどの
高速度鋼が含む公称の4.0%よりはるかに低いクロム含有量である事実にも関
わらず、“クラス3”の焼き戻し挙動を有することを示す。この合金のクロム含
有率は、僅か0.77%であった。
【0049】 実施例2 本発明による改質M2低炭素高速度鋼合金のもう一つの系列を、実施例1に記
載したものと同様な条件下で調製した。これらの合金の組成を下の表4に示す。
【0050】
【表4】
【0051】 溶融後、試料を圧延し、そして実施例1に記載した方法を使用する浸炭の準備
を行った。試料の第2の群を、実施例1に記載したものと同時に、同じ炉で浸炭
した。熱処理は、実施例1の試料と共に行われた。ここで、再び同様な焼き戻し
反応が観察された。ヒート1325に対する表面下約0.25mm(0.010
”)の深さの硬さは、150℃(302°F)で二重焼き戻しされた場合、84
4KHN500であった。焼き戻し温度の上昇に伴なって、硬さは450℃(84
2°F)で714KHN500に低下した。硬さの最大、図4の838KHN500
、合金を550℃(1022°F)で二重焼き戻しした場合に達成された。ここ
でも、浸炭された合金は、“クラス3”の焼き戻し反応を示す(図1参照)。
【0052】 この群の合金の浸炭に対する反応について記載することは、興味あることであ
る。全ての合金は、表面の近傍で60HRCを超える硬さを有する。然しながら
、図5に示すように、バナジウム含有率が高ければ、試料の表面からの距離が増
加するに伴なって、硬さはより早く減少する。更に、合金の表面硬さは、特定の
合金のバナジウム含有率が増加するに伴なってより高くなる。これは、浸炭中に
吸収された炭素の殆んどが、まずバナジウム炭化物を形成し、次いで炭素が鉄の
オーステナイト相中で分解することを示している。明らかに、はるかにより良好
な耐摩耗性の硬化層を有し、そしてなお靭性のある中心部を維持するものである
、より高いバナジウム含有率の合金を製造することができる。
【0053】 実施例3 軸受け合金のもう一つの要件は、各種の形態の耐摩耗性被覆の適用の可能性に
対する、350℃(662°F)〜500℃(932°F)の高い熱サイクルに
耐える能力である。一般的に、高炭素ステンレス合金又はHSS合金がこれらの
適用に対して使用される。この理由は、合金鋼及び慣用的な浸炭鋼が、高温に耐
えることができないことである。本発明の範囲内の合金の群は、硬さのいかなる
顕著な減少をも伴なわずに、これらの範囲の温度に耐えることができる。この挙
動に対する理由は、次の通りである。一旦これらの合金が、例えば550℃(1
022°F)で焼き戻しされた場合、二次硬化を達成するために使用された温度
より低い温度におけるいかなる事後の熱処理も、合金の微細組織に影響しない。
表3の本発明のヒート1320からの浸炭された試料について考察する。550
℃(1022°F)における二重焼き戻し後、次いでこの合金の一部を400℃
(752°F)で100時間加熱した。この熱サイクルに供した後、表面下の深
さの関数としての硬さは、二重焼き戻しのみをされた試料のそれと本質的に同一
であった(図6参照)。従って、本発明による浸炭された合金は、CVD及びP
VD被覆における適用、並びに他の熱的に適用される被覆に使用される、高温の
熱サイクルに好結果で耐えることができる。
【0054】 実施例4 21%の炭素、0.60%のCr及びM2 HSSの標準合金含有率の概略半
分を含む、本発明による約22.7kg(50ポンド)の鋼のヒートを溶解した
。具体的には、主要な合金含有率は:W=3.14%、V=0.92%及びMo
=2.36%であった。この鋼を、坩堝から鋳型に注ぎ、次いで約38mm(約
1.5”)平方の棒に熱間鍛造した。この棒から、32.1mm(1.265”
)の外径、約21.8mm(0.860”)の内径及び25.4mm(1.00
”)の高さを有する円筒を切削した。切削した円筒を実施例1に先に記載した方
法と同様な方法を使用して浸炭して、約0.8mm(1/32”)の硬化層厚み
を形成させた。浸炭後、棒を約899℃(1650°F)で予備加熱し、そして
次いで約1218℃(2225°F)のオーステナイト化炉に約5分間入れた。
円筒をオーステナイト化炉から取り出し、そして約538℃(1000°F)の
塩浴中で焼き入れした。塩浴中で平衡化した後、試料を室温に冷却し、次いで約
538℃(1000°F)で2時間二重焼き戻しした。円筒の表面の硬さは、表
面硬さ試験機で試験した場合、15Nスケールで87であった。これは、標準換
算表に基づけば概略51HRCである。浸炭硬化層中の残留オーステナイト(γ
)の量及び硬化層中の残留応力分布を、下の表5に記載する。
【0055】
【表5】
【0056】 実施例5 1.0%より高いCr含有率を持つ、改質低炭素M1 HSSの約45.4k
g(100ポンド)の研究室の真空誘導ヒートの群を、先の実施例中に記載した
方法と同様な方法を使用して処理した。これらのヒートを“分割(split)”し
た。低い炭素を含むヒートの最初の約22.7kg(50ポンド)を注型してイ
ンゴットにした。鋼の残りの約22.7kg(50ポンド)に更なる炭素を加え
て、約0.80%の炭素を含む合金を製造した。次いでこの高炭素合金を、もう
一つのインゴットに鋳造し、このようにしてもう一つの約22.7kg(50ポ
ンド)のインゴットを製造した。
【0057】 改質された合金の組成及びM1の公称組成を、以下の表6に示す。
【0058】
【表6】
【0059】 上の表において、炭素を除いて、奇数番号のヒートの合金含有率は、対応する
偶数番号のヒートの組成と同一である。これらの鋼からの円筒形試験片をCan
ton軸受け工場で、先に記載した標準的な方法を使用して浸炭した。硬さ分布
を図7に示す。0.0%のCrを含む試料であるヒート1410の最大硬さは7
50KHNより低かった。1.01%のCrを含む試料は、800KHNを超え
る硬さを0.025インチの深さで維持した。1.01%より高いクロムを含む
試料は、充分に浸炭されなかった。浸炭硬化層は非常に不均一であり、そしてあ
る場合には浸炭が起こっていなかった。
【0060】 これらの試料中の残留オーステナイトの量は、試料のクロム含有率に強く依存
する。1.01%を超えるクロム含有率において、図8に示すように残留オース
テナイトの劇的な増加が観察された。残留応力に及ぼすクロムの影響は、図9に
示すようにクロム含有率によって劇的に影響される。1.01%のクロムを含む
試料は、図9に示すようにこの群のヒートからの他の試料よりはるかに高く、そ
して深い分布を有していた。
【0061】 硬化及び二重焼き戻しを行った後、熱間硬さ試験を、図10に示すように高炭
素鋼に対して行った。これらの結果は、他の高速度鋼に対して観察されたものと
非常に類似している。硬さは試験温度が約427℃(約800°F)まで増加さ
れるに伴なって徐々に低下した。次いで約427℃(800°F)より上では、
硬さは、温度が上昇するに従って、図10のように急速に低下する。浸炭された
製品中に起こるであろう炭素含有率の変化が試験プログラムに別の変数を導入し
ないように、均一な炭素含有率の試料をこれらの試験に使用した。然しながら、
浸炭された部品の表面炭素含有率が約1.00%又はそれより僅かに大きいもの
であるために、全ての試験温度におけるこれらの合金の硬さは、427℃(80
0°F)までの温度において、5〜8HRCポイントで上昇するものであった。
【0062】 実施例6 下の表7に示した組成を有する、改質された低炭素M1鋼速度鋼のもう一つの
群を製造した。
【0063】
【表7】
【0064】 1%クロムのヒートにおいて、0%Ni又は1%Niのいずれかに対する硬さ
の分布又は残留応力の分布に関して若干の差が注目される(図11及び12参照
)。然しながら、鋼のニッケル含有率は、クロム含有率が1.5%に増加された
場合にいくつかの特性に影響するように見られる。硬さの分布について考察する
場合、2%のNiが最も利益があるように見受けられ、そして1%のNiは、な
お表面近傍の硬さを増加させる。4%のNi濃度において、図13に示すように
表面の硬さは低下する。
【0065】 1%クロム合金の残留応力分布は、図14に示すように1%までのニッケル含
有率によって影響されなかった。然しながら、1.5%クロムを含む低炭素合金
において、1%のニッケル含有率は、表面圧縮残留応力の発生に最も大きい影響
を有しているように見受けられた(図14参照)。2%を超えるニッケル含有率
は、残留応力分布に有害であるように見受けられた。表面下の引張応力は、4%
のニッケル含有率で生じた。
【0066】 0.22%の公称炭素含有率を含む改質された合金の破壊靭性は優れていた(
表7参照)。然しながら、1.5%クロムの鋼において、ニッケル含有率の上昇
に伴なって、靭性は減少することが見出された(表7、ヒート1482及び14
83参照)。約3.5%のクロム含有率を有する高クロム合金において、約2%
までのニッケルの添加は、これらの合金の靭性を改良した。下の表8のヒート1
486を参照。
【0067】
【表8】
【0068】 実施例7 表9に記載した組成を有する、改質されたM50Nil分割ヒートのもう一つ
の系列を分解し、そして評価に使用する円筒に製造した。ここでも、合金を、合
金鋼の浸炭に対して使用された標準的方法を使用して浸炭した。CBS M50
Nil合金に対して必要な予備酸化又は他の処理は使用されなかった。合金のこ
の系列は、M50Nillerと呼ばれるものである。
【0069】
【表9】
【0070】 M50Nilは、M50と規定された0.80%炭素合金の低炭素の浸炭可能
な変種として開発された;米国特許第4,659,241号を参照されたい。こ
の合金の主要な設計要件の一つは、タングステンを合金元素として使用しないこ
とであった。合金のニッケル含有量は、靭性を向上するためにM50に対して増
加された。然しながら、標準的M50のクロム含有率は、新しい級において維持
された。これは、鋼を浸炭することの困難さを作りだした。というのは、合金の
クロム含有率が高いために、浸炭されるべき部品を予備酸化する必要があったた
めである。これは、本特許の本質的な独特の側面の一つである。クロム含有率を
減少し、そして他の合金元素の量を増加させることによって、浸炭が容易に行わ
れ、そして他の機械的特性の低下がない。M50Nil合金のヒート1488、
1490、1492及び1494の硬さの分布は、1.95%までの範囲のクロ
ム濃度において、700KHNを超える表面硬さを達成することができることを
示す(図15)。ヒート1490において、表面近傍の硬さは約750KHNで
ある。これらの合金の残留応力分布は、優れていることが見出された(図16)
。最大の圧縮表面残留応力は、1.08%Crを含むヒート1490で得られた
【0071】 0.20%の公称炭素含有率を含むこれらのヒートの破壊靭性は、28ないし
32Ksi(平方根(インチ))の範囲であった(表10)。これらの靭性の水
準は、0.80%の炭素を含む対応する級の靭性の水準より約50%大きい。合
金M50Nilは僅かに0.13%の炭素を含み、従ってこれは、これらの合金
に対して見出されるよりも高い靭性の水準を有する。これらの特定の鋼の炭素濃
度を減少することは、合金の靭性を向上するであろう。
【0072】 M50Nilの熱間硬さを、ヒート1489、1491、1493及び149
5を使用して試験した(図17)。他の高速度鋼合金の場合のように、温度を室
温から約482℃(約900°F)まで増加するに伴なって、熱間硬さは徐々に
低下した。約482℃(900°F)を超える温度において、温度を増加するに
従って、硬さは急速に低下した。約0.80%の公称炭素含有率を有するこれら
の合金において、室温における硬さが60HRCより僅かに低かったことに注目
することは重要なことである。同様な浸炭された級において、表面近傍の硬さは
、790KHN、63HRCと高かった。
【0073】 実施例8 本発明の範囲は、高速度鋼に限定されるものではない。例えば、同じ原理は、
12%までのクロム及び高速度鋼より少ない量のタングステン、モリブデン及び
バナジウムを含み得る金型鋼(die steel)に適用することができる。H13は
、約5.25%のクロムを含む典型的な熱間加工金型鋼である。高速度鋼の場合
のように、この濃度のクロムは、標準的方法を使用して材料を浸炭することを可
能にするためには多すぎる。1.0%のクロム、増加された濃度のモリブデン及
びバナジウムを含み、そしてタングステンを添加したいくつかの合金を製造した
(表10)。
【0074】
【表10】
【0075】 これらの合金を標準的方法を使用して浸炭した。浸炭後、試料の一群を101
0℃(1850°F)で1時間オーステナイト化し、そして室温まで油焼き入れ
した;試料のもう一つの群を、約1199℃(2190°F)で30分間オース
テナイト化し、そして室温まで油焼き入れした。これらの試料の焼き戻しは約1
49℃(300°F)及び500℃(932°F)で行った。硬さの分布は、合
金が好結果で浸炭されたことを明確に示す(図18−21)。ヒート1589に
おいて、表面近傍の硬さは、オーステナイト化温度が1010℃(1850°F
)の場合、約700KHNであった。約1199℃(2190°F)でオーステ
ナイト化された場合、表面近傍の硬さは、500℃(932°F)の焼き戻し温
度において約800KHNであった。合金1590において、1010℃(18
50°F)で硬化された場合、表面近傍の硬さは、約149℃(300°F)の
焼き戻し温度において約729KHNであり、そして500℃(932°F)の
焼き戻し温度において586KHNであった。約1199℃(2190°F)の
オーステナイト化温度を使用した場合、表面近傍の硬さは、約149℃(300
°F)及び500℃(932°F)の焼き戻し温度において、それぞれ約694
及び713KHNであった。
【0076】 米国特許第5,560,787号は、本発明に記載された論点のいくつかを扱
っている。然しながら、本発明は、次の事実に基づいてこの特許とはかなり異な
っている。これらの実施例において、約2%以上のクロム濃度における残留オー
ステナイトの急速な増加が記載されている。本発明の実施例において達成される
残留オーステナイト濃度は10%未満である。米国特許第5,560,787号
はこの問題を扱っていない。高い残留オーステナイト濃度は、しばしば軸受けの
性能に対して有害である。ニッケル添加による靭性の向上は米国特許第5,56
0,787号では扱われていない。更に重要なことは、クロムの濃度の減少は、
これらの合金を慣用的な合金鋼を浸炭するために使用される標準的な方法を使用
して浸炭することを可能にする、ということである。本発明によって製造される
鋼は、約1218℃(2225°F)までの温度でオーステナイト化される。高
いオーステナイト化温度の使用は、より多い合金炭化物が分解することを可能に
し、そしてより低いオーステナイト化温度が使用された場合に実現されるよりも
硬い材料が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図1】 各種のクラスの鋼についての硬さ対焼き戻し曲線のグラフである。
【図2】 本発明の浸炭された改質M2高速度鋼合金についての硬さ対表面下の深さを示
すグラフである。
【図3】 本発明のヒート1320についての約0.25mm(0.010インチ)の硬
化層の深さにおける硬さ対焼き戻し温度を示すグラフである。
【図4】 本発明のヒート1325についての同様に約0.25mm(0.010インチ
)の硬化層の深さにおける図3の実験と同様なグラフである。
【図5】 本発明の浸炭された改質M2変種V合金の幾つかのヒートについての硬さ対表
面下の深さを示すグラフである。
【図6】 二重焼き戻しされた本発明の合金についての硬さ対表面下の深さを示すグラフ
であり、400℃に100時間おいた一つの合金及びその加熱を行わなかったも
のとを比較している。
【図7】 幾つかの浸炭されたM1合金変種についての硬さ対表面下の深さを示すグラフ
である。
【図8】 浸炭されたM1高速度鋼中の残留オーステナイト対クロム含有量を示すグラフ
である。
【図9】 改質M1合金中の残留応力対深さを示すグラフであり、Crの影響を示すもの
である。
【図10】 幾つかの高炭素鋼の硬さ対温度を示すグラフである。
【図11】 改質M1の1%クロム含有合金についての硬さ対深さを示すグラフである。
【図12】 改質M1の1%クロム合金についての残留応力対深さを示すグラフである。
【図13】 変化する量のニッケルを含む改質M1の1.5%クロム合金についての硬さ対
深さを示すグラフである。
【図14】 変化する量のニッケルを含む改質M1の1.5%クロム合金についての残留応
力対深さを示すグラフである。
【図15】 変化する量のクロムを含む幾つかの改良M50Nil合金についての硬さ対深
さを示すグラフである。
【図16】 変化する量のクロムを含む幾つかの改質M50Nil合金についての残留応力
対深さを示すグラフである。
【図17】 変化する量のクロムを含む幾つかの改質M50Nil合金についての硬さ対温
度を示すグラフである。
【図18】 1010℃でオーステナイト化され、異なった温度で焼き戻しされたヒート1
589についての硬さ対深さを示すグラフである。
【図19】 図18と同様のグラフであり、この場合、試料は1200℃でオーステナイト
化された。
【図20】 図18のグラフと同様のものであるが、ヒート1590に関するものである。
【図21】 図19と同様のグラフであり、ヒート1590に関する。
【図22】 Mo、V、W及びCrについてのビッカース硬さ増分対合金炭素としての%C
のグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (81)指定国 EP(AT,BE,CH,CY, DE,DK,ES,FI,FR,GB,GR,IE,I T,LU,MC,NL,PT,SE,TR),OA(BF ,BJ,CF,CG,CI,CM,GA,GN,GW, ML,MR,NE,SN,TD,TG),AP(GH,G M,KE,LS,MW,MZ,SD,SL,SZ,TZ ,UG,ZW),EA(AM,AZ,BY,KG,KZ, MD,RU,TJ,TM),AE,AG,AL,AM, AT,AU,AZ,BA,BB,BG,BR,BY,B Z,CA,CH,CN,CR,CU,CZ,DE,DK ,DM,DZ,EE,ES,FI,GB,GD,GE, GH,GM,HR,HU,ID,IL,IN,IS,J P,KE,KG,KP,KR,KZ,LC,LK,LR ,LS,LT,LU,LV,MA,MD,MG,MK, MN,MW,MX,MZ,NO,NZ,PL,PT,R O,RU,SD,SE,SG,SI,SK,SL,TJ ,TM,TR,TT,TZ,UA,UG,UZ,VN, YU,ZA,ZW (72)発明者 ヘツナー,デニス・ダブリュー アメリカ合衆国オハイオ州44718,キャン トン,フィールドストーン・ドライブ 6513

Claims (6)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項1】 0.4重量%以下のC、2%未満のCr、Cr含有率を含む
    合計量が約25%以下のW、Mo、Co、Vからなる群から選択される一つ又は
    二つ以上の合金成分、0.10−0.60%のMn、最大0.03%のP、最大
    0.03%のS、0.15−0.65%のSi、2%以下のNi、並びに残部の
    Fe及び不可避不純物を重量%で含み、高い硬さ及び破壊抵抗を有する浸炭可能
    な高速度鋼。
  2. 【請求項2】 0−0.4%のC;0.5−1.5%のCr;1.5−3.
    5%のNi;0.1−0.6%のMn;0.15−0.65%のSi;最大0.
    03%のP;最大0.03%のS;4.0−15.3%のMo、1.0−5.7
    %のV、13%以下のCo及び28%以下のWからなる群から選択される一つ又
    は二つ以上の成分;及び残部の本質的にFe及び不可避不純物を重量%で含み、
    そしてCr%+Mo%+V%+W%+Co%の合計の量が35%以下の、高い硬
    さ及び破壊抵抗を有する浸炭可能な高速度鋼。
  3. 【請求項3】 本質的に:0.0≦C%≦0.40、0.50≦Cr%≦1
    .50、2.50≦Ni%≦3.50、4.0≦Mo%≦11.0、1.0≦V
    %≦4.50、0.10−0.60%のMn、最大0.03%のP、最大0.0
    3%のS、0.15−0.65%のSi、並びに残部のFe及び不可避不純物か
    らなる改良されたM50 HSSを含む、請求項2に記載の浸炭可能な高速度鋼
  4. 【請求項4】 本質的に:0.0≦C%≦0.40、0.50≦Cr%≦1
    .50、1.50≦Ni%≦2.50、8.2≦Mo%≦15.3、1.0≦V
    %≦4.20、1.40≦W%≦18.6、0.10−0.60%のMn、最大
    0.03%のP、最大0.03%のS、0.15−0.65%のSi、並びに残
    部のFe及び付随する不純物からなる改良されたM1 HSSを含む、請求項2
    に記載の浸炭可能な高速度鋼。
  5. 【請求項5】 本質的に:0.0≦C%≦0.40、0.50≦Cr%≦1
    .50、1.50≦Ni%≦2.50、4.5≦Mo%≦13.0、1.7≦V
    %≦5.7、5.5≦W%≦28.0、0.10−0.60%のMn、最大0.
    03%のP、最大0.03%のS、0.15−0.65%のSi、並びに残部の
    Fe及び不可避不純物からなる改良されたM2 HSSを含む、請求項2に記載
    の浸炭可能な高速度鋼。
  6. 【請求項6】 0.4%以下のC、1.50%未満のCr、Cr含有率を含
    む合計量が約30%以下のW、Mo、Co、Vからなる群から選択される一つ又
    は二つ以上の合金成分、0.10−0.60%のMn、最大0.03%のP、最
    大0.03%のS、0.15−0.65%のSi、3%以下のNi、並びに残部
    のFe及び不可避不純物を重量%で含み、高い硬さ及び破壊抵抗を有する浸炭可
    能な高速度鋼。
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