JP2004501276A - 溶射成形された窒素添加鋼、該鋼を製造する方法、および該鋼から製造された複合材料 - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、高耐摩耗性を有する窒素添加レデブライト鋼に関する。さらに本発明は上記鋼の製造方法、および、本発明による鋼を使用して製造される複合材料に関する。
【0002】
高耐摩耗性を必要とする工具や部材には、しばしばレデブライト・クロム鋼が使用される。この種の鋼は、例えば鋼−鉄リストにおいて、材料番号1.2080(X210Cr12)、1.2201(X165CrV12)、1.2376(X96CrMoV12)、1.2378(X220CrVMo12−2)、1.2379(X155CrVMo12−1)、1.2380(X220CrVMo13−4)、1.2436(X210CrW12)、1.2601(X165CrMoV12)、1.2880(X165CrCoMo12)ならびに1.2884(X210CrCoW12)で示されている。当該鋼はそれぞれ、0.9質量%よりも多い炭素量、10質量%よりも多いクロム量、および、元素、モリブデン、バナジウムおよびタングステンの種々の添加物を有している。これらの鋼は主として、金属を離断または冷間成形するか、またはプラスチックを加工するのに使用される工具または部材を製造するのに用いられる。
【0003】
上述の種類の公知の鋼は、電弧炉内で大気圧下で溶融される。溶湯を出湯した後、これらの溶湯は、レードル精錬法で、例えばレードル精錬炉または脱ガス装置でさらに処理され、これにより、鋼中に溶解しているガス、例えばそれぞれの鋼に含まれた水素分、酸素分、窒素分が減じられる。脱酸に際しては、特にシリコンが0.1〜0.4%の質量含有量で使用され、これが溶湯中に溶解している酸素と結合して酸化物となる。このような酸化物は、次いで精錬スラグと共に分離される。
【0004】
エレクトロスラグ炉において大気圧下で製造する場合の窒素溶解度は、当然のことながら極めて小さい。例えばH. BernsおよびJ. Luegは「窒素添加工具鋼(Stickstofflegierte Werkzeugstaehle)」Neue Huette 36 (1991) 1, 第13〜18頁に、1600℃の温度における純粋な溶鉄では、0.04%の窒素しか溶解しないと述べている。このような含有量は、上述のレードル精錬処理中に更に減じられるので、こうして製造された鋼は、経験的に見て、0.005〜0.025質量%の窒素含有量しか有さない。
【0005】
その純度および偏析度に関して特別な要求が出される場合には、当該鋼は、エレクトロスラグ再溶解法または真空アーク再溶解法に従って補足的に再溶解される。溶湯を鋳造してインゴットまたはビレットとした後、もしくは補足的に再溶解してからインゴットまたは連続鋳造鋳片(に鋳造された後、熱間成形、例えば鍛造または圧延によって、種々異なる供給寸法にされる。
【0006】
公知のレデブライト・クロム鋼は、炭素もしくは炭化物の含有量が異なるので、焼入・焼戻し状態での耐摩耗性が種々に異なる。この場合、炭化物は、インゴットまたは連鋳片の鋳造時に偏析が避けられないため、材料組織中に列状かつ不均一に分布している。このことは、鋼がインゴットまたは連鋳片を鋳造後に再溶解されている場合にも当てはまる。
【0007】
このような炭化物分布は例えば、公知のクロム鋼から部材、例えば良好な切刃安定性を有さなければならない工具を製造したい場合にはいつも問題を招く。同様に、微細な輪郭を有する工具領域、例えばねじ転造ダイスのねじ形を形成しようとする場合にも、実際に問題が確認されている。その都度の炭化物構造は、このような用途において亀裂および欠落のおそれをそれぞれ生じさせ、このような亀裂および欠落は結果として、それぞれの工具の耐用寿命を著しく短くしてしまう。
【0008】
本発明の課題は、さらに改善された耐摩耗性と形状維持性とを有する鋼材料を提供することにある。さらに、上記鋼を製造するための方法、およびこのような鋼を使用することにより形成された複合材料を提供しようとするものである。
【0009】
このような課題は材料に関して、鋼が、溶射成形により製造されており、以下の組成(質量%)、すなわち:
C: 0.8〜2.5%
N: 0.03〜0.75%
Si: 0.15〜1.8%
Mn: ≦1.0%
P: ≦0.03%
S: ≦0.05%
Cr: 5.0〜11.5%
Mo: 0.5〜6.0%
V: ≦4.0%
Nb: ≦4.0%
W: ≦3.5%
O2: ≦0.005%
必要に応じ他の合金成分、および
残部:鉄および通常の不純物
を有しており、
前記鋼の、Cr、Mo、V、NbおよびWの重み付けされた含有量の和に相当する摩耗指数Svが、以下の条件、すなわち:
0.55<Sv<3.42
ただし、Sv=(ACr/9.33)+(AMo/17.22)+(Av/3.92)+(ANb/7.15)+(AW/14.14)、
ACr:Cr含有量(質量%)、
AMo:Mo含有量(質量%)、
Av:V含有量(質量%)、
ANb:Nb含有量(質量%)、
AW:W含有量(質量%)、
を満たしており、
さらに、シリコン−窒素比VSiNが、次の条件、すなわち:
0.21≦VSiN<3.31
ただし、VSiN=ASi+2AN、
ASi:Si含有量(質量%)、
AN:N含有量(質量%)、
を満たしている鋼によって解決される。
【0010】
溶射成形によって形成された本発明による合金鋼は、通常の鋳造法により製造された鋼とは異なり、高い炭素含有量と高められた窒素含有量とを有すると同時に、特定の炭化物および窒化物を形成する元素の高い含有量を有することを特徴とする。これにより、高い耐摩耗性が達成される。この場合炭化物析出、特にMC(ただしM=V,Nb,W)およびM7C3(ただしM=Cr,Mo)の形、ならびに、炭窒化物析出物の形、特に相M(C,N)(ただしM=V,Nb,W)およびM7(C,N)3(ただしM=Cr,Mo)の形で存在する、含有される硬質相は、窒素添加物ならびに用いる製造方法によりサイズが最適化され、ミクロ組織中に均質に分布される。このことにより、一方では、本発明による鋼から製造された部材は、摩耗荷重下でも高い耐用寿命を有する。他方では、本発明による鋼は組織が均質であるため、多量の合金成分および硬質相を含むにもかかわらず、良好に熱間成形可能である。このような特性により、本発明による鋼は、高レベルの摩耗負荷を受ける工具または部材の製造に特に適する。このような摩耗負荷を受ける一般的な例としては、材料の離断時であり、あるいは充填材を含んだ現代のプラスチックを加工する場合である。
【0011】
溶射成形により製造された本発明による窒素添加鋼は、冒頭で述べた種類のレデブライト鋼と比較して、それぞれの用途に関して高められた耐摩耗性および/または改善された靭性を有することが確認されている。その結果、本発明による鋼の改善された特性は、これらの鋼から製造された工具または部材の耐用寿命を高める。つまり、本発明による鋼から製造された切削工具は、改善された切削寿命および改善された切刃安定性を有する。さらに、本発明による鋼から製造された部材は、亀裂形成に対して改善された抵抗を有する。さらに、本発明による鋼は、適切な熱処理法を適用することにより、最大HRC68の硬さに硬化させることができる。
【0012】
本発明による鋼の利点は、上述のように、特別な製造方法、つまりそれ自体は公知である溶射成形との組み合わせにおいて、鋼の合金組成により達成される。鋼の溶射成形時には、ガス噴霧器内で、鋼溶湯が保護ガス流中で噴霧されて球状の粒滴を形成する。ガスにより、金属粒滴は、液相線と固相線との間、しばしば固相線の下方に位置する温度に冷却される。このように冷却され、高速で運動させられて、固体状またはペースト状の粘性を有する粒滴は、これらの固有の運動エネルギーにより、基板上で締め固められて、密な材料複合体となる。液相からの急速な凝固が、溶射インゴットの組織形成に直接的に影響を与えることができる。溶射成形の詳細については、論文「金属溶射堆積によるニア・ネット・シェイプ鋳造−オスプリー・プロセス(Near net−shape casting through metal spray deposition − The Osprey process)」Otto H. Metelmann他、Iron and Steel Engineer, 1998年11月、第25−29頁、または、「オスプリー・プロセス:原理と応用(The Osprey Process: Principles and Applications)」A.G. Leatham他、The international Journal of Powder Metallurgy, 第29巻第4号第321−329頁に記載されている。
【0013】
特に、所望の窒素量を上述のレデブライト鋼に導入するのに、溶射成形は有効な方法であることが判った。鋼を窒化処理するのに通常用いられる高価な方法、例えば最大42barの窒素分圧下で行われる加圧エレクトロスラグ再溶解法、または、アンモニアによる金属粉末の粉末冶金的な窒化処理とは異なり、溶射成形は、その効率においても、またその経済性においても際立っている。本発明による方法の試験において、窒素ガスで噴霧することにより、凝固したインゴット中に、最大0.85質量%の窒素含有量を調整することに成功した。さらにこのような手順において、噴霧に先立って、クロム窒素合金または窒化処理されたフェロクロムのような装入材料により、基礎量の溶解窒素を予備添加し、ガス流中で金属粒滴をさらに窒化処理することが可能である。
【0014】
鋳造とは異なり、溶射成形は、均質な構造および高い密度を有する、偏析やブローホールのない製品の製造を可能にする。この場合、形状の点でフレキシビリティが高くなり、製造工程が減少すると共に、この種の製品を粉末冶金的に製造する場合と同様の製品特性を達成することができる。
【0015】
特に傑出した特性を有する本発明による鋼は、更に他の合金成分として、1.0〜1.9質量%のC含有量と、0.05〜0.5質量%のN含有量と、0.15〜1.5質量%のSi含有量と、5.0〜10.0質量%のCr含有量と、0.5〜5.5質量%のMo含有量と、3.5質量%以下のV含有量と、3.5質量%以下のNb含有量と、3.0質量%以下のW含有量とを有する。このような組成を有する鋼は、特に高い耐摩耗性を有する。
【0016】
HRC60を上回る硬さを達成するには、炭素分が1質量%よりも大きく、窒素含有量が0.05質量%よりも大きいことが好ましい。同時に、炭素および窒素の存在によって、含有された硬質相の量、ひいては摩耗特性も好ましい影響を受ける。
【0017】
特に、窒素添加によって、溶射成形時に、ミクロ組織に対して均質化作用が生じ、硬質相量が限定されることが判った。このことは本発明による鋼の靭性に好ましい影響を与える。これに対して、窒素が0.75質量%の値を上回る含有量を有すると、残留オーステナイト量が高まり、硬質相量が著しく減じられるので、摩耗特性が悪化する。
【0018】
脱酸のためには鋼中には通常僅かな量しか含有されないシリコンは、本発明による鋼の場合、0.1質量%から最大で好ましくは1.5質量%の含有量で存在している。それは、シリコンは基礎マトリックス中に溶解されたままであり、二次硬さを高めるからである。さらに、シリコン量が増大するにつれて、窒素量が増大することにより生じる残留オーステナイト量が減少することが確認されている。このような残留オーステナイト量は、「軟質」相として、耐摩耗性を減じる。つまり、提示された境界内で本発明による鋼中に含有された窒素量とシリコン量とは、硬さおよび耐摩耗性に対する作用において最適に互いに補足し合い、影響し合う。残留オーステナイト量に対する窒素量とシリコン量との相互作用は、図1から明らかである。図1には、本発明による形式のレデブライト・クロム鋼における、X線回折により測定された残留オーステナイト量が、シリコン量および窒素量に対して示されている(熱処理:熱浴中で1075℃/15分、そして大気中で560℃/1時間)。
【0019】
本発明により形成された鋼において所定の硬さを達成するのに、タングステンの存在は必ずしも必要でないことが確認されている。それは、必要な硬質相を形成するには、最低限含有された特定炭化物形成元素で充分であるからである。従って、製造コストが高くなるのを回避するために、本発明により用いられる鋼にタングステンを添加することを省くことができる。
【0020】
本発明による組成を有する鋼には、コバルトが含有されていない。それというのも、このような元素は、靭性に不都合に作用するおそれがあり、材料コストの上昇を助長するからである。
【0021】
クロム量は、11.5質量%以下の値に制限され、好ましくは提示された低めの含有量範囲に位置することが好ましい。これにより、本発明により形成された鋼の靭性に好ましい影響を与えることができる。
【0022】
さらに用途に応じて、本発明による鋼が更なる析出硬化元素、例えば最大0.75質量%の窒素、最大0.05質量%のホウ素、最大0.5質量%のチタン、最大0.5質量%のジルコニウムおよび/または最大0.25質量%のアルミニウムを含有することが好ましい。このような付加的な合金成分により、本発明による鋼の硬さ、ひいては耐摩耗性をさらに高めることができる。
【0023】
鋼の炭化物形成元素Cr,Mo,V,NbおよびWの重み付けされた含有量の和に相当する摩耗指数Svが0.55〜3.42であると、本発明による鋼は、最適化された耐摩耗性を有することが確認されている。
【0024】
これと共に、最適化されたシリコン−窒素比VSiNを調整することができる。これにより、オーステナイト安定化元素である窒素の作用に、シリコンのフェライト安定化作用により影響を与え、本発明による鋼の耐摩耗性をさらに最適化することができる。窒素−シリコン比のために本発明により設けた範囲0.21〜3.31を維持すると、耐摩耗性を損なう残留オーステナイト相を、一回の焼戻しで既に25%以下の値に減じることができることが判った。
【0025】
本発明のさらに別の好ましい実施態様によれば、本発明による窒素添加鋼は、炭化チタン(Tic)、炭化シリコン(SiC)、炭化ニオブ(NbC)、炭化クロム(CrC)、窒化チタン(TiN)、炭化タングステン(WC)のような付加的な硬質材料を、鋼のマトリックスに含有し、前記付加的な硬質材料が、溶射成形中に、固体粒子として溶射ジェット中に注入されている。このような手段は、耐摩耗性をさらに高め、しかもこの場合、窒素添加マトリックスの良好な靭性は維持される。
【0026】
本発明による鋼を製造する方法に関して、上述の課題は、噴霧ガスとして窒素を使用しながら、前記鋼を溶射成形し、溶射成形後、最大1150℃の開始温度で前記鋼を熱間成形し、前記熱間成形した鋼を冷却し、前記冷却した鋼を、1075℃〜1225℃のオーステナイト化温度に再加熱し、前記再加熱した鋼を焼入れし、前記焼入れした鋼を、150℃〜625℃の温度で焼戻すことにより解決される。焼戻しは150℃〜300℃または500℃〜625℃の温度で行うのが好ましい。加圧窒化処理された鋼とは異なり、シリコン−窒素比が最適に調整されるので、残留オーステナイト変態のための強力な冷却が必要とならない。本発明による製造パラメータを維持すると、更なる処理中に補足的な成形工程が必要となる場合にも、最大HRC68の硬さを達成することができる。この場合熱間成形は、鍛造または圧延により行うことができる。
【0027】
さらに、本発明による鋼は、複合材料を形成するのに特に良好に利用することができる。この複合材料は、第1の鋼によって形成された少なくとも1つの第1の層と、本発明による溶射成形された鋼によって形成された少なくとも1つの第2の層とを有し、前記第1の層の鋼が、前記溶射成形された鋼とは異なる組成を有している。このような複合材料の場合、個々の層の相異なる特性を最適に互いに組み合わせることができる。つまり本発明による鋼は、例えば、靭性を有する第1の層上に、耐摩耗性の被覆層として形成することができる。
【0028】
以下に、実施例により本発明を更に詳細に説明する。
【0029】
表1に、7つの鋼A〜Gの化学組成を質量%で示す。さらにそれぞれの鋼に関して、摩耗指数Sv、シリコン−窒素比VSiN、および、摩耗試験において検出された摩耗減量(グラム)が示されている。
【0030】
鋼A〜Dは、本発明による鋼であり、これに対して鋼E〜Gは比較のために挙げたものである。
【0031】
溶射成形された窒素添加鋼を製造するために、スクラップおよび/または純金属から、それぞれ必要な合金成分を添加しながら溶湯を製造した。次いで、この溶湯を窒素含有保護ガス流中でアトマイズして球状の粒滴にした。
【0032】
窒素含有ガス流中に噴霧する過程において、金属粒滴を窒化処理し、液相線と固相線との間の温度に金属粒滴を急速に冷却させ、これによりガス流中での冷却後に粒滴が固体状の、ペースト状までの粘性を有するようにした。こうして形成された、40〜80m/sの高い速度で運動させられる粒滴を基板上に向けた。この基板上で、粒滴はこれらの固有の高い運動エネルギーにより締め固められて、緻密な材料複合体を形成した。このように溶射成形により形成されたインゴットは、ガス流中で金属粒滴が液相から急速に凝固され、また窒素分が導入されたので、硬質相および炭化物もしくは炭窒化物の量の均一な分布を有した。これらの量は、通常の鋳造により製造された鋼と比べて明らかに減じられている。
【0033】
図2および3はそれぞれ、本発明による溶射成形により製造された窒素添加鋼の焼鈍状態を顕微鏡写真である。図2では、倍率100:1で、図3では、倍率500:1でそれぞれミクロ組織を示している。
【0034】
図4および5は、通常の鋳造材から製造した場合の、窒素添加物のない同一鋼のミクロ組織を、比較のために対応して示している。
【0035】
図2および3から充分に明らかな、高い組織均質性により、溶射成形されたインゴットを鍛造または圧延によって、問題なく成形することが可能になる。成形に先立って、インゴット焼鈍もしくは拡散焼鈍を行うことができる。
【0036】
本発明により製造された鋼の改善された成形性により、従来法に比べてより低い温度で熱間成形を実施することが可能になる。本発明による鋼から製造された部材または工具のその都度必要な硬さは、形状付与後、1075℃〜1225℃のオーステナイト化温度の焼入れと、これに続く150℃〜625℃の焼戻しとによって、調整することができる。この場合最大HRC68の硬さを達成することができる。
【0037】
本発明による鋼は、炭化物もしくは炭窒化物を形成する元素相互間の均整のとれた比率を有している。この比率は、0.55〜3.42に位置する前述のように規定された摩耗指数SVによって表される。炭化物/炭窒化物を形成する元素がこのように均整のとれた比を有することにより、本発明による鋼の卓越した耐摩耗性が得られる。この耐摩耗性は摩耗試験で確認された(図6)。
【0038】
これらの試験では、8.0Nm×10−6の作業時の転がり摩擦における、鋼A〜Gの摩耗特性を調べた。対応ローラはそれぞれ、鋼−鉄リストによる材料番号1.3207を有する高速度鋼から製造し、この対応ローラの硬さはHRC67を有していた。
【0039】
本発明による鋼の耐摩耗性および形状維持性を実際に調べるために、第1の試験では、溶射成形により、窒素添加鋼Cから400mmの直径を有する未加工ブロックを製作した。この鋼の組成を表1に示す。長鍛造機によって、このブロックを二重熱処理式鍛造で115mmの直径に成形した。鍛造開始温度は980℃であり、鍛造終了温度は969℃であった。
【0040】
鍛造したブロックを次いで軟化焼鈍した。軟化焼鈍した材料から、次いでねじ転造ダイスを製造した。これらのダイスの寸法は85mm×50mm×24mmおよび95mm×50mm×24mmであった。次いでこれらの工具を熱処理により、HRC62の硬さにした。
【0041】
各ねじ鍛造ダイスを用いて、鋼−鉄リストによる材料番号1.4401を有するステンレス鋼からねじを製造した。本発明による鋼から製造した工具の作業結果および摩耗状態と、同一の化学組成ではあるが窒素添加せず、通常の鋳造材から形成された鋼から製造されたねじ転造ダイスの作業結果および摩耗状態とを比較した。本発明による鋼から製造されたねじ転造ダイスの耐用寿命が、従来通りに形成された、同一組成を有する鋼から製造されたねじ転造ダイスの耐用寿命の2倍高いことが判った。つまり、本発明による鋼から製造された工具によって、140,000個のねじを製作することができたのに対し、従来通り形成された鋼から製造された工具は、70,000個のねじを製作した時点で摩耗した。特に強調すべきなのは、このような関連において、本発明による鋼から製造された工具のねじ山の頂領域における優れた形状維持性である。
【0042】
第2の試験において、溶射成形によって製造された、表1の窒素添加鋼Cを、160mm×160mmの寸法に鍛造して軟化焼鈍した。鍛造した鋼から、マイクロアロイング鋼から成るチェーン・リンクのための打抜き工具を製造した。これらのチェーン・リンクは4mm厚の薄板から打ち抜かれる。
【0043】
本発明による鋼から製造された打抜き工具の作業結果および摩耗特性を、同一組成ではあるが窒素を添加せず、通常の鋳造材から形成された鋼から製造された打抜き工具と比較した。この場合においても、本発明による鋼から製造された工具が、比較工具よりも明らかに改善された耐用寿命を有していることが判った。つまり、本発明による鋼から製造された打抜き工具は、290,000個のチェーン・リンクを製作した後、なおも使用可能であったのに対し、比較工具は200,000個のチェーン・リンクの打抜きを行った時点で既に摩耗した。強調すべきなのは、このような関連において、290,000個のチェーン・リンクを製作した後でも、本発明による鋼から製造された打抜き工具に、極めて良好な切刃安定性がなおも存在することである。
【0044】
【表1】
【図面の簡単な説明】
【図1】
図1は、本発明によるレデブライト・クロム鋼における残留オーステナイトをシリコン量と窒素量とに対して示すグラフである。
【図2】
図2は、本発明による溶射成形により製造された窒素添加鋼のミクロ組織を示す顕微鏡写真(倍率:×100)である。
【図3】
図3は、本発明による溶射成形により製造された窒素添加鋼のミクロ組織を示す顕微鏡写真(倍率:×500)である。
【図4】
図4は、通常の鋳造材から製造した、窒素添加しない同一組成鋼のミクロ組織を示す顕微鏡写真(倍率:×100)である。
【図5】
図5は、通常の鋳造材から製造した、窒素添加しない同一組成鋼のミクロ組織を示す顕微鏡写真(倍率:×500)である。
【図6】
図6は、本発明鋼および比較鋼について、摩耗指数Svに対して摩耗減量を示すグラフである。
Claims (11)
- 高耐摩耗性を有する窒素添加鋼であって、該窒素添加鋼が溶射成形により製造されており、以下の組成(質量%)、すなわち:
C: 0.8〜2.5%
N: 0.03〜0.75%
Si: 0.15〜1.8%
Mn: ≦1.0%
P: ≦0.03%
S: ≦0.05%
Cr: 5.0〜11.5%
Mo: 0.5〜6.0%
V: ≦4.0%
Nb: ≦4.0%
W: ≦3.5%
O2: ≦0.005%
必要に応じ他の合金成分、および
残部:鉄および通常の不純物
を有しており、
前記鋼の、Cr、Mo、V、NbおよびWの重み付けされた含有量の和に相当する摩耗指数Svが、以下の条件、すなわち:
0.55<Sv<3.42
ただし、Sv=(ACr/9.33)+(AMo/17.22)+(Av/3.92)+(ANb/7.15)+(AW/14.14)、
ACr:Cr含有量(質量%)、
AMo:Mo含有量(質量%)、
Av:V含有量(質量%)、
ANb:Nb含有量(質量%)、
AW:W含有量(質量%)、
を満たしており、
さらに、シリコン−窒素比VSiNが、次の条件、すなわち:
0.21≦VSiN<3.31
ただし、VSiN=ASi+2AN、
ASi:Si含有量(質量%)、
AN:N含有量(質量%)、
を満たしている
ことを特徴とする、高耐摩耗性を有する窒素添加鋼。 - 前記鋼が、1.0〜1.9質量%のC含有量と、0.05〜0.5質量%のN含有量と、0.15〜1.5質量%のSi含有量と、5.0〜10.0質量%のCr含有量と、0.5〜5.5質量%のMo含有量と、3.5質量%以下のV含有量と、3.5質量%以下のNb含有量と、3.0質量%以下のW含有量とを有する、請求項1に記載の鋼。
- 前記鋼が、最大0.05質量%のホウ素を含有する、請求項1または2に記載の鋼。
- 前記鋼が、最大0.5質量%のチタンを含有する、請求項1から3までのいずれか1項に記載の鋼。
- 前記鋼が、最大0.5質量%のジルコニウムを含有する、請求項1から3までのいずれか1項に記載の鋼。
- 前記鋼が、最大0.25質量%のアルミニウムを含有する、請求項1から3までのいずれか1項に記載の鋼。
- 前記鋼が、炭化チタン、炭化シリコン、炭化ニオブ、炭化クロム、窒化チタン、炭化タングステンのような付加的な硬質材料を、前記鋼のマトリックスに含有し、前記付加的な硬質材料が、溶射成形中に、固体粒子として溶射ジェット中に注入されている、請求項1から6までのいずれか1項に記載の鋼。
- 請求項1から7までのいずれか1項に記載の鋼を製造する方法であって、該方法が、
− 噴霧ガスとして窒素を使用しながら、前記鋼を溶射成形し、
− 溶射成形後、最大1150℃の開始温度で前記鋼を熱間成形し、
− 前記熱間成形した鋼を冷却し、
− 前記冷却した鋼を、1075℃〜1225℃のオーステナイト化温度に再加熱し、
− 前記再加熱した鋼を焼入れし、
− 前記焼入れした鋼を、150℃〜625℃の温度で焼戻す、
ことを特徴とする、鋼を製造する方法。 - 前記焼戻しを150℃〜300℃の温度で行う、請求項8に記載の方法。
- 前記焼戻しを500℃〜625℃の温度で行う、請求項8に記載の方法。
- 第1の鋼によって形成された少なくとも1つの第1の層と、請求項1から7までのいずれか1項に記載の溶射成形された窒素添加鋼によって形成された少なくとも1つの第2の層とを有する複合材料であって、前記第1の層の鋼が、前記溶射成形された鋼とは異なる組成を有することを特徴とする、複合材料。
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---|---|---|---|---|
JP4218239B2 (ja) * | 2001-12-06 | 2009-02-04 | 日立金属株式会社 | 積層による工具鋼鋼材の製造方法と工具鋼鋼材 |
FI20021835A0 (fi) * | 2002-10-16 | 2002-10-16 | Valtion Teknillinen | Kuumamuokkausteräkset muotin inserttien ruiskumuovaukseen |
US7288157B2 (en) * | 2005-05-09 | 2007-10-30 | Crucible Materials Corp. | Corrosion and wear resistant alloy |
US7615123B2 (en) * | 2006-09-29 | 2009-11-10 | Crucible Materials Corporation | Cold-work tool steel article |
DE102006051936B4 (de) * | 2006-11-01 | 2014-03-20 | Zollern Bhw Gleitlager Gmbh & Co. Kg | Verfahren zur Herstellung zweier miteinander verbundener Schichten und nach dem Verfahren herstellbares Funktionsbauteil |
WO2009093527A1 (ja) * | 2008-01-21 | 2009-07-30 | Hitachi Metals, Ltd. | 表面被覆処理用合金及び摺動部材 |
TWI415956B (zh) * | 2010-10-01 | 2013-11-21 | Taiwan Powder Technologies Co Ltd | 具有一大燒結窗的含鈦合金鋼金屬粉末及其燒結體 |
US20120107170A1 (en) * | 2010-11-03 | 2012-05-03 | Kuen-Shyang Hwang | Alloy steel powder and their sintered body |
DE102013008396B4 (de) | 2013-05-17 | 2015-04-02 | G. Rau Gmbh & Co. Kg | Verfahren und Vorrichtung zum Umschmelzen und/oder Umschmelzlegieren metallischer Werkstoffe, insbesondere von Nitinol |
WO2015193933A1 (ja) * | 2014-06-19 | 2015-12-23 | 日鉄住金ハード株式会社 | 熱延工場巻取り設備のロール |
CN105112787A (zh) * | 2015-08-10 | 2015-12-02 | 霍邱县忠振耐磨材料有限公司 | 一种球磨机用稀土铬钼钒合金钢球及其制备方法 |
CN105112788A (zh) * | 2015-08-10 | 2015-12-02 | 霍邱县忠振耐磨材料有限公司 | 一种球磨机用中碳中铬合金钢球及其制备方法 |
KR101852316B1 (ko) * | 2016-03-18 | 2018-04-25 | 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 | 냉간 공구 재료 및 냉간 공구의 제조 방법 |
CN109468533A (zh) * | 2018-11-22 | 2019-03-15 | 杨佳意 | 一种生产钻头的合金钢材料及其制备工艺 |
EP4000762A1 (de) * | 2020-11-19 | 2022-05-25 | Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel GmbH & Co. KG | Stahlpulver, verwendung eines stahls zur erzeugung eines stahlpulvers und verfahren zur herstellung eines bauteils aus einem stahlpulver |
Citations (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS621849A (ja) * | 1985-03-25 | 1987-01-07 | オスピリ−.メタルス.リミテツド | 凝集噴着製品の製造方法及び装置 |
JPS63169361A (ja) * | 1986-12-30 | 1988-07-13 | ウツデホルム トウーリング アクツイエボラーグ | 工具鋼 |
JPH01309737A (ja) * | 1988-06-07 | 1989-12-14 | Hitachi Metals Ltd | 打抜きパンチ |
JPH04266475A (ja) * | 1991-02-19 | 1992-09-22 | Kobe Steel Ltd | 複合材料の製造方法 |
JPH06145886A (ja) * | 1992-11-11 | 1994-05-27 | Kawasaki Steel Corp | 耐摩耗性に優れた圧延ロール用材 |
JPH0978199A (ja) * | 1995-09-12 | 1997-03-25 | Hitachi Metals Ltd | 高硬度、高靭性冷間工具鋼 |
WO1998040180A1 (en) * | 1997-03-11 | 1998-09-17 | Erasteel Kloster Aktiebolag | A steel and a heat treated tool thereof manufactured by an integrated powder metallurgical process and use of the steel for tools |
JPH116041A (ja) * | 1997-04-09 | 1999-01-12 | Crucible Materials Corp | 高い衝撃靱性を持つ耐摩耗性粉末冶金冷間加工工具鋼物体及びそれを製造する方法 |
WO1999050469A1 (en) * | 1998-03-27 | 1999-10-07 | Uddeholm Tooling Aktiebolag | Cold work steel |
JPH11335791A (ja) * | 1998-05-26 | 1999-12-07 | Aichi Steel Works Ltd | 高周波焼入用高硬度マルテンサイト系ステンレス鋼 |
Family Cites Families (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE810223C (de) * | 1949-04-14 | 1951-08-06 | Deutsche Edelstahlwerke Ag | Verfahren zur Herstellung metallischer Formkoerper |
BE790453A (fr) * | 1971-10-26 | 1973-02-15 | Brooks Reginald G | Fabrication d'articles en metal |
GB1472939A (en) * | 1974-08-21 | 1977-05-11 | Osprey Metals Ltd | Method for making shaped articles from sprayed molten metal |
SE419101B (sv) * | 1976-12-17 | 1981-07-13 | Uddeholms Ab | Berarmaterial for verktyg av bimetall der det arbetande materialet utgores av snabbstal |
US4224060A (en) * | 1977-12-29 | 1980-09-23 | Acos Villares S.A. | Hard alloys |
AU3802489A (en) * | 1988-07-13 | 1990-05-03 | Kawasaki Steel Corporation | Alloy steel powders for injection molding use, their compounds and a method for making sintered parts from the same |
KR920019961A (ko) * | 1991-04-26 | 1992-11-20 | 기시다 도시오 | 고영율재료 및 이것을 이용한 표면피복공구 부재 |
US5679908A (en) * | 1995-11-08 | 1997-10-21 | Crucible Materials Corporation | Corrosion resistant, high vanadium, powder metallurgy tool steel articles with improved metal to metal wear resistance and a method for producing the same |
US6200394B1 (en) * | 1997-05-08 | 2001-03-13 | Research Institute Of Industrial Science & Technology | High speed tool steel |
-
2000
- 2000-04-18 DE DE10019042A patent/DE10019042A1/de not_active Withdrawn
-
2001
- 2001-04-18 US US10/240,886 patent/US20030156965A1/en not_active Abandoned
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- 2001-04-18 EP EP01933846A patent/EP1274872B1/de not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS621849A (ja) * | 1985-03-25 | 1987-01-07 | オスピリ−.メタルス.リミテツド | 凝集噴着製品の製造方法及び装置 |
JPS63169361A (ja) * | 1986-12-30 | 1988-07-13 | ウツデホルム トウーリング アクツイエボラーグ | 工具鋼 |
JPH01309737A (ja) * | 1988-06-07 | 1989-12-14 | Hitachi Metals Ltd | 打抜きパンチ |
JPH04266475A (ja) * | 1991-02-19 | 1992-09-22 | Kobe Steel Ltd | 複合材料の製造方法 |
JPH06145886A (ja) * | 1992-11-11 | 1994-05-27 | Kawasaki Steel Corp | 耐摩耗性に優れた圧延ロール用材 |
JPH0978199A (ja) * | 1995-09-12 | 1997-03-25 | Hitachi Metals Ltd | 高硬度、高靭性冷間工具鋼 |
WO1998040180A1 (en) * | 1997-03-11 | 1998-09-17 | Erasteel Kloster Aktiebolag | A steel and a heat treated tool thereof manufactured by an integrated powder metallurgical process and use of the steel for tools |
JPH116041A (ja) * | 1997-04-09 | 1999-01-12 | Crucible Materials Corp | 高い衝撃靱性を持つ耐摩耗性粉末冶金冷間加工工具鋼物体及びそれを製造する方法 |
WO1999050469A1 (en) * | 1998-03-27 | 1999-10-07 | Uddeholm Tooling Aktiebolag | Cold work steel |
JPH11335791A (ja) * | 1998-05-26 | 1999-12-07 | Aichi Steel Works Ltd | 高周波焼入用高硬度マルテンサイト系ステンレス鋼 |
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