JP2009534536A

JP2009534536A - 鋸刃用高速度鋼

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Publication number: JP2009534536A
Application number: JP2009506870A
Authority: JP
Inventors: アントニオバルボサ、セルソ; アニェリメスキータ、ラファエル
Original assignee: ビラレスメタルズソシエダッドアノニマ
Priority date: 2006-04-24
Filing date: 2007-02-02
Publication date: 2009-09-24
Also published as: BRPI0601679B1; RU2008146047A; EP2010688A1; WO2007121542A1; RU2440437C2; KR20080111101A; MX2008013467A; CN101426944A; ZA200809962B; US20090123322A1; EP2010688A4; BRPI0601679A

Abstract

０．５〜１．５質量％の炭素、１．０〜１０．０質量％のクロム、関係式２Ｍｏ＋Ｗによる３．０〜１０．０質量％のタングステン当量、０．５〜２．０質量％のニオブ（バナジウム１％ごとにニオブ２％の比で、部分的または完全にバナジウムと置換可能）、０．３〜２．０質量％のバナジウム（バナジウム１％ごとにニオブ２％の比で、部分的または完全にニオブと置換可能）、０．３〜３．５質量％のシリコン（１：１の比で、部分的または完全にアルミニウムと置換可能）、８質量％未満のコバルト、および、残部が事実上鉄と製造過程で不可避の不純物から成る合金元素の組成を有する鋸刃用高速度鋼。

Description

本発明は、金属およびその他の材料の切断工具および機械加工に使用される種類の鋼に関するものである。対象鋼は、高速度タイプの工具鋼として分類される組成を有し、その主な特徴が、含有量の少ない貴金属合金元素（バナジウム、タングステン、モリブデン等）の使用にあり、在来の低合金高速度鋼と同等またはそれ以上の特性であって、在来の高合金高速度鋼に比して僅かに劣る特性を有することである。斯かる特性の調整は、代替合金元素であるニオブ、シリコン、アルミニウム等の低廉な合金元素を使用することによって得られている。

切断工具は、多数の切断作業および機械加工作業で用いられる。幾つかの例は、鋼、非鉄合金、または、その他の固体材料の機械加工のその他の形態の中でも、とりわけ、自動または手動の帯鋸による切断作業、穿孔、旋削、ねじ加工、フライス削りである。それらの作業に用いられる、本発明の意図する重要な例は、手動切断用の機械または鋸で用いられる鋸であり、それらのいずれも、全体が高速度鋼製であるか、または、歯の範囲のみが高速度鋼であり、その他の部分が機械構造用低合金鋼製である２種類の金属として、硬質形態で使用することができる。とりわけ、螺旋ドリル、上面フライス盤（top millings）、倣い削り工具、タック、たがね、高抵抗材料用の特殊ドリル、それに加えて、タップ、ダイ、および特殊ミルなどの微細切削工具は、通常、高速度鋼製であり、本発明鋼で形成してもよい。

それらの工具で使用される高速度鋼と同じ高速度鋼が成形工具として使用可能である。例えば、パンチ、冷間鍛造用工具、打ち抜きダイおよびプレート切断、圧印加工ダイ、非金属またはセラミックの成形用ダイ、熱間および温間鍛造用のインサートおよびその他の工具、および、冷間成形、温間成形、または、成形された材料が最高１３００℃になる熱間成形で用いられるその他の工具が挙げられる。

従来、切断工具に使用される鋼は、耐摩耗性が高く、高温で硬度が維持されるという主な特徴を有する高速度鋼である。代表例は、ＡＩＳＩＭ、または、ＡＩＳＩＴシリーズの鋼、特に、ＡＩＳＩＭ２、Ｍ７、ＴＩの鋼である。要求の厳しくない工具には合金化度がより低い鋼が使用されてもよく、主な鋼は、ＤＩＮ１．３３３３、および、鋼ＡＩＳＩＭ５０およびＭ５２である。そのような鋼の化学組成を表１に示しており、表１では、タングステン、モリブデン、および、バナジウムが、合金の最終コストの大部分に寄与することに重点が置かれるべきである。これら元素がコストに与える影響は、２００５年１２月時点の合金コストによって標準化した表２に示す。従来の鋼に対する合金化度がより低い鋼の利点は、合金コストの点から、これらの量によって明白である。

したがって、高速度鋼は常に、原料（合金元素）のコストと関連する鋼のコストに大きな影響を及ぼしていた。しかし、鋼および合金鉄のコストが近年増加していることにより、これがより一層顕著になった。多くの用途では、合金化度がさらに低い鋼がコストに対して大きな影響を及ぼして、合金元素の含有量がさらに低い組成に対する関心が高まった。また、従来の鋼に関しては、そのような明白な特性の損失がない、合金化度がより低い鋼に対する要求が高まっているが、それらの主要特性は硬度である。表１に示されるように、ほとんどの用途における最低硬度は６４ＨＲＣであり、鋼Ｍ５０およびＭ５２はこの要件を満たしていない。

表１：当該分野において理解されている３％Ｖ鋼（ＥＴ）。質量％単位の主合金元素、および、残部である鉄のみを示す。

＊「Ｗ＋Ｍｏ＋Ｖ」の量は、式「０．７Ｍｏ＋０．４Ｖ＋０．３Ｗ」によって算出される。これらは、２００５年１２月時点での各元素のコストに関する指数である。

したがって、既存の鋼よりもさらに合金元素の含有量が少なく、６４ＨＲＣの最低硬度に達し、かつ、非溶解炭化物が適切に分布しており、結果として用途に必要な特性を得るという要件を満たすことのできる、新組成の高速度鋼が求められていることは明らかである。

本発明鋼は、斯かる要件を満たす。

本発明の目的は、第一に、バナジウム、モリブデンおよびタングステン量の低い組成物における、シリコン元素、アルミニウム元素、およびニオブ元素の影響を調査することであった。この調査でニオブの重要な影響が特定されたが、必要なレベルに対する硬度を導き出すには不十分であった。次に、アルミニウム元素、および特にシリコン元素を本発明鋼に使用したところ、著しい効果を示した。したがって、これら元素の含有量の規定、および、それらの適切な機能範囲は、コスト削減と、材料に求められる特性の達成とを促進する。以下、斯かる範囲について述べ、各元素の効果を概説する。

前記条件を満たすために、本発明鋼は、以下に示す合金元素組成を有する。
０．５〜１．５質量％、好ましくは０．８〜１．１質量％、代表的には０．８７質量％のＣ。
１．０〜７．０質量％、好ましくは３．０〜５．０質量％、代表的には４．０質量％のＣ。
３．０〜１０．０質量％、好ましくは４．０〜８．０質量％、代表的には６．０質量％のＷ_ｅｑ（タングステン当量）（Ｗ_ｅｑは、関係式Ｗ_ｅｑ＝Ｗ＋２．０Ｍｏによる）。
０．５〜３．０質量％、好ましくは０．８〜１．８質量％、代表的には１．２質量％のＮｂ。Ｎｂは、１．０％のＮｂが０．５％のＶまたはＴｉに相当し、１．０％のＮｂが１．０％のＺｒまたはＴａに相当するという関係で、部分的または完全にＺｒ、Ｔｉ、ＴａまたはＶと置換可能である。
０．３〜２．０質量％、好ましくは０．５〜１．０質量％、代表的には０．７質量％のＶ。Ｖは、１．０％のＮｂが０．５％のＶに相当するという比で、部分的または完全にＮｂと置換可能である。ＶをＮｂと置換する場合、合金中における最終的なＮｂの含有量は、この関係によって算出され、合金に対して既に指定された含有量を添加しなければならない。
０．３〜３．５質量％、好ましくは０．７〜２．０質量％、代表的には１．０質量％のＳｉ。Ｓｉは、１：１の比で部分的または完全にＮｂと置換可能である。
最大８質量％、好ましくは最大５質量％、代表的には最大２質量％のＣｏ。

後述するように、特性の利点を促進するために、本発明鋼にアルミニウムを添加可能である。ただし、合金製造が容易であると意味で、アルミニウム添加のない組成物も、本発明鋼として使用できる。したがって、アルミニウム含有量は、以下のように調整すべきである。
残留元素としてＡｌを含む組成物の場合、最大１．０質量％、好ましくは最大０．５質量％、代表的には最大０．２質量％のＡｌ。この場合、Ａｌは不純物として扱うべきである。
特性を向上させるためにＡｌを必要とする組成物の場合、前記Ｓｉ量に加えて、０．２〜３．５質量％、好ましくは０．５〜２．０質量％、代表的には１．０質量％のＡｌ。

残部である鉄と、製鋼過程で不可避である金属または非金属不純物。不純物としては、限定するわけではないが、以下の元素がある。
最大１．５質量％、好ましくは最大０．８質量％、代表的には最大０．５質量％のＭｎ。
最大０．１０質量％、好ましくは最大０．０５質量％、代表的には最大０．０３質量％のＰ。
最大０．１０質量％、好ましくは最大０．０２０質量％、代表的には最大０．００８質量％のＳ。
最大０．１質量％、好ましくは最大０．０５質量％、代表的には最大０．５質量％のＮ。
最大０．５質量％のＣｅ、または、その他の希土類元素。周期律表のランタノイド族またはアクチノイド族の元素、および、Ｌａ、Ａｃ、ＨｆおよびＲｆは、希土類元素であると見なされる。Ｃｅ量は、好ましくは０．１質量％未満、代表的には０．０６質量％未満にすべきである。

新材料の組成については、以下に理由を示す。表示される数値単位は質量％である。

Ｃ：炭素は、熱処理に対する応答性、および、一次炭化物の形成を左右する元素である。その含有量は、１．５％未満、好ましくは最大で１．１％未満であるべきであり、その結果、焼入れ後の残留オーステナイト量はそれほど多くない。このことは、本発明の一つである低合金鋼において重要である。これは、炭素が形成する一次炭化物および共晶炭化物の形態の合金元素炭化物は少ない傾向があり、そのため、焼入れ後の遊離炭素量が多く、残留オーステナイト部分の大幅な増加に寄与する。ただし、炭素量は、特にニオブとの組み合わせで、一次炭化物を形成し、焼戻しの間に二次炭化物を形成して、焼入れ後のマルテンサイト硬化を促進するために、十分でなければならない。したがって、炭素量は、０．５％未満であってはならず、０．８％を超えることが好ましい。

Ｃｒ：クロムは、焼入れ特性と、焼戻しおよび焼鈍の間の二次炭化物の析出とに寄与するため、その含有量は、１％超、好ましくは３％超にすべきである。炭素とともに、クロムにより、高速度鋼にとって望ましくないＭ_７Ｃ_３型一次炭化物の形成が定まる。これが望ましくない理由は、矯正容量および靱性を減ずるからである。したがって、クロム量は、１０％以下、好ましくは７％未満に制限すべきである。

Ｗ、Ｍｏ：タングステンおよびモリブデンは、高速度鋼に対して類似効果を有し、特にＭ２ＣまたはＭ６Ｃ型一次炭化物中に存在し、また、焼戻しの間に形成されるか、または、粗凝固条件下で形成される同型の二次炭化物中に存在する。したがって、これらの元素は、両元素の原子量の差を標準化するＷ＋２Ｍｏの合計による、タングステン当量の関係式（Ｗ_ｅｑ）によって併せて規定してもよい。本発明で、モリブデンとタングステンを用いるのは、特に、焼戻し中に二次炭化物を形成して、焼戻し硬さを促進するためである。したがって、焼戻し後の十分な量の二次析出と硬さのために、Ｗ_ｅｑは、３％超、好ましくは４％超でなければならない。他方では、そのような元素は合金のコストを著しく増大させるので、それらの元素を減らすことは本発明鋼の主特徴の一つである。したがって、Ｗ_ｅｑの含有量は、１０．０％未満、好ましくは８．０％未満にすべきである。

本発明の鋼の場合、バナジウム（Ｖ）は、焼戻しの際に微細炭化物を形成するという、モリブデンとタングステンの二次硬化作用について説明した内容と同等の機能を有するべきである。また、バナジウムは、一次炭化物を形成することができるが、これは、本発明においてバナジウムを鋼に添加する主目的ではない。バナジウムは、さらに、オーステナイト化過程におけるオーステナイト粒子の成長を制御することに対して大きな影響を有する。そのような効果のため、バナジウムは、０．３％超、好ましくは０．５％超にすべきである。バナジウムもまた、合金コストにとって重要な物質であるから、本発明におけるバナジウム量は、２．０％未満、好ましくは１．０％未満にすべきである。

Ｎｂ：ニオブは、本発明鋼に対して重要な効果を有する。この元素は、主にＭＣ型の極めて硬い共晶炭化物を形成するので、生産される工具の耐摩耗性にとって重要である。ニオブの別の興味深い効果は、形成されたＭＣ炭化物が少量のタングステン、モリブデン、およびバナジウムを溶解して、オーステナイト化および焼入れ後の二次析出に向けて、これらの元素を自由にすることである。故に、ニオブを含む高速度鋼では、より少量のモリブデン、タングステンおよびバナジウムを使用でき、ニオブは、合金コストを大きく低下させる。しかしながら、その性能は、ニオブによって形成された、極めて硬い微細ＭＣ炭化物片によって保証される。他方、ニオブは、これらの状況下で、熱間成形工程でほとんど微細化されない粗い一次炭化物を形成するので、その含有量は３％を超えてはならない。過剰量のニオブは、合金コストを増加させることに加えて、その靱性および矯正容量を損なうだろう。したがって、本発明鋼のニオブ量は、０．５〜３．０％、好ましくは０．８〜１．８％にすべきである。

Ｓｉ：シリコンは、本発明鋼における主要元素の一つである。この元素は、合金化度の高い高速度鋼の一次炭化物および二次炭化物の両者に対して、通常は望ましくない影響を有する。特に、主効果の一つは、一次炭化物量の増加であり、矯正容量と熱処理応答性を損ない、かつ、耐焼戻し性を低下させる。このことは、凝固中のデルタフェライト量に対するシリコンの影響、および、高安定性のＭＣ型およびＭＣ２型二次炭化物量の減少によって生じる。したがって、通常の組成物では０．５％を超えて添加されない。しかし、本発明鋼は低合金鋼であり、シリコン含有による否定的な問題はない。逆に、本元素は、焼戻し硬さを著しく増大させる。この効果は完全には解明されていないが、焼戻しの際に析出する炭化鉄を除去して、ＭＣおよびＭ２Ｃ型炭化物量の増加を促進するというシリコンの作用によるものに違いない。したがって、タングステン、モリブデンおよびバナジウムなどの、二次硬化を促進する元素が低減化されているにもかかわらず、本発明鋼のシリコン量の増加によって、高速度鋼にとって受容可能な値まで、硬度の回復と上昇が促進される。そのような効果のために、シリコン量は、０．３％超、好ましくは０．７％超でなければならない。しかしながら、本元素は、オーステナイト化範囲を縮小し、焼鈍時にフェライトの明白な硬化を引き起こすため、その含有量は３．５％未満でなければならない。シリコン量は、好ましくは２．０％未満にすべきである。

Ａｌ：本発明鋼では、アルミニウムの添加は任意である。０．３％超、好ましくは０．７％超の含有量によって、耐焼戻し性などの僅かな性質の獲得が可能である。しかしながら、フェライトの大きな硬化、溶鋼の高反応性、および、ＡＣ_１およびＡＣ_３温度の上昇を促進するために、アルミニウムは、３．５％未満、好ましくは２．０％未満でなければならない。１．０％に近い含有量であっても、アルミニウムは依然としてこれらの望ましくない効果をもたらす。ＡＣ_１およびＡＣ_３温度の変化により、材料の焼鈍のための条件が特に難しくなって、著しく高い温度が必要である。また、溶融金属の反応性により、得られる最終鋼の非金属介在物に関して、製鋼および清浄化作業が困難になる。かくして、本発明鋼は、残留アルミニウムを含んでも製造可能である。この場合、アルミニウムは、１．０％未満、好ましくは０．５％未満でなければならない。

残部：マンガン、ニッケルおよび銅などのその他の残留元素、および、溶鋼の製造プロセスからの一般的な残留物として通常得られるものは、製鋼における脱酸プロセス、または、製造プロセスに固有の不純物と見なすべきである。したがって、マンガン、ニッケルおよび銅の含有量は、１．５％以下、好ましくは１．０％未満に制限される。燐および硫黄などの元素は、粒子の輪郭上またはその他の界面に偏析する。したがって、燐は、０．１０％未満、好ましくは０．５％未満でなければならず、硫黄は、０．０５０％未満、好ましくは最大で０．０２０％でなければならない。

前記のとおり、合金は、ワイヤ・ロッド、バー、ワイヤ、プレート、およびストリップなどの製品における、粉末冶金、スプレー成形、または、連続鋳造などの、従来法、または、特殊な方法のいずれかによって、圧延または鍛造製品、または、鍛造製品の形態で生産することができる。

以下、添付図面を見ながら、実施した試験の説明を行なう。

「実施例１」
本発明の試験用インゴットＰＩ１、ＰＩ２およびＰＩ３との比較のため、２種類の在来鋼から成る試験用インゴットＥＴ１、ＥＴ２を作成した。鋼ＥＴ１は、高炭素ＡＩＳＩＭ２に類似のＤＩＮ１３３４３に相当し、これは、高速度鋼製の工具に広く使用されており、この理由から、本発明材料に対する参考として用いる。他方では、鋼ＥＴ２は、低合金鋼であり、６４ＨＲＣに達することができ、鋸刃として用いられる。化学組成を表２に示す。タングステン、モリブデン、バナジウムなどのより高価な元素の合計も、コストによって標準化されるように定量化した。

表２は、表３に比べてより低価な合金に変換し、２００５年１２月時点の量に関して算出した、本発明合金鋼の元素の大きな低減化を示す。在来鋼であるＥＴ１からＥＴ２に対して生じる減少、および、同比率の鋼ＥＴ２における減少を観察することができるが、それは、この鋼が本発明鋼よりも合金化度が低い鋼であるためである。したがって、そのような結果は、鋼ＥＴ２などの既存の合金化度がより低い鋼に関して、本発明の鋼が合金コストを低減化するための第２段階であることを示す。また、鋼ＥＴ１に関しては、合金コストの差は２倍である。

斯かる５つの合金について、真空誘導オーブン内にて閉手順でインゴットを溶解し、鉄製鋳型に注入して、５５ｋｇのインゴットを得た。凝固後、インゴットを臨界未満で焼鈍し、斯かる５つの組成物を、溶解物の粗マイクロ組織に関してまず分類した。第一に、合金元素の含有量がより多いことの結果である、より多量の一次炭化物をＥＴ１合金中に認めることができる。第二に、Ｘ線画像中の点密度に従って、バナジウム、モリブデンおよびタングステンの濃度は明白であり、ＰＩ１合金、ＰＩ２合金、およびＰＩ２合金に関して、ＥＴ１合金およびＥＴ２合金中の一次炭化物は著しく多い。他方、ＰＩ１〜ＰＩ３合金は、顕著なニオブ元素を形成する傾向がある。そのような炭化物はＭＣ型であり、極めて硬いので、タングステン、モリブデンおよびバナジウムなどの、高価な元素の炭化物を置換できる。また、そのような効果に加えて、炭化ニオブは興味深い特徴を有するが、明示量のその他の元素、特にモリブデン、タングステンおよびバナジウムを有しない。

したがって、材料の使用に求められる高い硬度を、焼戻し中に、確認するために重要である二次炭化物を形成する高い自由度を、前記炭化物が、これらの元素に与える。

要約すれば、図１〜図５は、ＰＩ１合金、ＰＩ１合金およびＰＩ３合金の一次炭化物が主にＭＣ型であり、ニオブが豊富であることを示す。それらが消費するタングステン、モリブデンおよびバナジウムの量は、在来鋼の一次炭化物よりも少なく、したがって、本発明鋼によって意図される、合金中における斯かる元素の総量を低減化できる。

表２：４種類の在来鋼（ＥＴ１〜ＥＴ４）と本発明鋼（ＰＩ）の化学組成。

＊「Ｗ＋Ｍｏ＋Ｖ）」の合計は、式０．７Ｍｏ＋０．４Ｖ＋０．３Ｗによって算出される。これらは、２００５年１２月時点の各元素のコストに関する指数である。合計は、絶対量、および、鋼ＥＴ２によって標準化された相対量で表す。

一次炭化物に加えて、熱処理後の硬度は高速度鋼にとって不可欠である。したがって、試験用インゴットを圧延して直径３４ｍｍの丸棒とし、ＥＴ１合金、ＥＴ２合金およびＥＴ３合金については８５０℃のレベルで、ＰＩ３合金については９８０℃のレベルで焼鈍した。その後、それらを、１１８５〜１２００℃で５分間オーステナイト化して焼入れを行い、４５０〜６００℃、２時間の焼戻しを２回施した。

表３：金属負荷（metallic load）のコスト、すなわち、ＥＴ１合金、ＥＴ２合金、ＰＩ１合金、ＰＩ２合金、および、ＰＩ３合金が含む合金金属のコスト。
値は、合金ＥＴ１および合金ＥＴ２の金属負荷のコストによって標準化されたものである。その算出は、２００５年１２月時点の電気製鋼による生産に関連する。

表４は、グラフの形態で図６に示される、ＥＴ１鋼、ＥＴ２鋼、ＰＩ１鋼、ＰＩ２鋼、および、ＰＩ３鋼の焼入れおよび焼戻し後の硬度を示す。合金化度がより低い鋼ＥＴ２、ＰＩ１、ＰＩ２、およびＰＩ３は、１１８５℃および１２００℃でオーステナイト化した。合金化度がより高い鋼ＥＴ１については、この材料の通常のオーステナイト化温度、すなわち１２００℃のみを用いた。

表４および図６の結果は、本発明の鋼ＰＩ１およびＰＩ２が６４ＨＲＣを超える硬度に達することができ、したがって興味深い合金であることを示唆する。硬度ピークに近い温度で焼き戻され、５５０℃未満で動作する工具に使用される材料については、ＰＩ２鋼およびＰＩ３鋼の硬度がそれに類似している。したがって、アルミニウム含有量の高い合金を作製するのがより複雑であると考えると、組成物ＰＩ２はより興味深いものに思われ、この場合、硬度は鋼ＥＴ２と事実上一致する。しかし、より高温で動作する工具の場合、合金ＰＩ３はより高い硬度を促進する傾向があり、したがってより興味深いことがある。

ＰＩ３合金に対するＰＩ１合金およびＰＩ２合金の硬度の増大は、シリコンのより高い含有量に関して図６において明白である。これは、恐らくはＭ３Ｃ型の二次炭化物の低減、および、より微細化されたＭＣおよびＭ２Ｃ型の炭化物量の増加による、二次析出に対するシリコンの影響に起因して生じる。他方、ＰＩ２合金とＰＩ３合金の間では、ＰＩ３合金は５５０℃を超えるより高い焼戻し温度でより高い硬度を示す。この場合、優勢な効果はＰＩ３合金のアルミニウム含有量による効果であり、それは、この元素が炭素活性を増加させ、元素の拡散を低減することによって作用するためであり、したがって、高温でより高い耐性が得られる。

表４：在来鋼（ＥＴ１およびＥＴ２）および本発明鋼の熱処理に対する応答性。１１８５℃および１２００℃でオーステナイト化し、油中に焼入れ、表に示す温度で２時間の２回焼戻しを施した後のＨＲＣ硬度の結果を示す。

幾つかのオーステナイト化温度について、ＥＴ２合金、ＰＩ１合金、ＰＩ２合金およびＰＩ３合金のオーステナイト粒子のサイズも求めた。その結果を表５に示す。鋼ＰＩ１、鋼ＰＩ２および鋼ＰＩ３は、鋼ＥＴ２よりも僅かに大きい粒径を有するが、それは、オーステナイト粒子のサイズの成長を制御するために非常に効果的な、高いバナジウム含有量を有するためである。しかし、ＰＩ１合金、ＰＩ２合金およびＰＩ３合金は、特に１１８５℃までは、また３３ｍｍゲージが高速度鋼にとって、比較的大きいものであることを考えると、さらに微細化された粒径を有する。したがって、このオーステナイト化温度は本発明鋼には最も適切であると思われる。

表５：Snyder-Graff切断法によって測定した、１１８５〜１２００℃でオーステナイト化した鋼のオーステナイト粒子のサイズ。指数±は測定値の標準偏差を示す。

鋼ＥＴ２、および、本発明鋼ＰＩ１、鋼ＰＩ２および鋼ＰＩ３の一次炭化物を、溶融の粗条件における評価に加えて、熱間成形後にも評価した。結果は画像計算分析によって得た。そのような結果を表６および図７に示す。

鋼ＥＴ２は、鋼ＰＩ１および鋼ＰＩ３の一つと同等の炭化物の合計体積分率を有するが、鋼ＰＩ１は、それよりも僅かに高い体積分率を有する。サイズに関しては、鋼ＥＴ２はより少ない合計量炭化物を有するが、粗炭化物（８μｍ超）の数はより多い。

鋼ＰＩ１、鋼ＰＩ２および鋼ＰＩ３は、絶対数と相対値の両方で、より狭い範囲内に集中した炭化物を有する。定量分析によって得られるそのような結果は、図８に示される、材料のマイクロ組織中に定性的に見ることもできる。

高速度鋼の場合、より微細な炭化物は、耐摩耗性を大きく促進し、靱性を増すように働くため、それらが存在することは興味深い。微細な炭化物は、より良好な機械加工能力を促進して、工具を製造する際に高速度鋼を処理しやすくするためにも重要である。したがって、鋼ＰＩ１、鋼ＰＩ２および鋼ＰＩ３で得られる、より微細化された炭化物は、切断工具における適用のためには非常に興味深い。それらは、特に、熱間成形後に、ＥＴ２合金の一次炭化物（特に、バナジウムが豊富な炭化物）よりも微細な形態を有する、ニオブ共晶物に由来する。

表６：炭化物の量およびサイズに関して、鋼ＥＴ２、鋼ＰＩ１、鋼ＰＩ２および鋼ＰＩ３におけるマイクロ組織の画像を定量分析した結果。各合金における分析面積が合計０．１５ｍｍ^２となる１２の領域を倍率１０００倍で分析して得た結果である。

したがって、本発明鋼、特に鋼ＥＴ２および鋼ＥＴ３は、要求の厳しくない状況で使用される高速度鋼工具に非常に適した特性を有する。ドリルおよびフライス盤などの切断工具に加えて、動作寿命の要求が低い状況で使用される、手動鋸または機械で用いられる鋸がその例である。

本発明鋼の特性により、そのような用途のすべてにおいて、ＥＴ２などの鋼の代わりとして、特性は同等のまま本発明鋼を用い、かつ、コストを著しく低減化することができる（表３参照）。本発明鋼は、恐らく性能はより低いが、コストの低減は非常に著しい、本明細書において鋼ＥＴ１によって表される合金化度がより高い鋼に取って代わることもできる。

コストと特性のそのような組み合わせは、より希度の高い元素であるタングステン、モリブデンおよびバナジウムの効果を高める目的で、よりコストの低い元素を用いて合金を設計することによってのみ得られる。

「実施例２」
産業用途に関する挙動を評価するため、性能試験において本発明鋼を試験した。「硬質手動鋸」型の切断工具を製造し、切断試験を行なった。この試験は、ＥＴ２合金、ＰＩ１合金、ＰＩ２合金およびＰＩ３合金について、各々３つの刃を用い、規格ＢＳ１９１９に従って行った。

本発明合金ＰＩ１、ＰＩ２およびＰＩ３は、５５ｋｇの試験用インゴットから、２．８×１２ｍｍ^２の寸法になるまで熱間圧延し、次に鋸の最終寸法に再び圧延して作成した。参考のために、鋼ＥＴ２を産業用バッチから得た。合金ＥＴ２は、手動鋸刃に従来使用される材料であるという理由から、比較のために選択した。

試験は、寸法２．６０×２５．００ｍｍ^２、硬度１８０−ＨＶのステンレス鋼ＵＮＳＳ３０４，００の塊の上に置いた刃１つ当たり１０の切断で行なった。速度は、７０ストローク／分で一定であり、切断動力は、すべての鋸刃に関して均等に予め較正した。試験は適切な機械で実施した。性能指標は、平均摩耗率および合計平均切断時間であった。摩耗率は、１回の切断を行うために必要なストローク数単位での旋回によって特徴づけられる。それは、切断数を考慮した切断１回当たりのストローク数についての、グラフの一次導関数によって算出する。摩耗率がより低いということは、その鋸はより少ないストローク数で切断することを意味し、ユーザにとってはより良好な性能であると感じられる。切断時間についても同じであり、時間が短いほど、鋸刃の性能は良好である。２つの焼戻し条件下の材料について、性能試験で得た結果を表７に示す。

表７：２つの焼戻し条件で分類した、鋼ＥＴ２、鋼ＰＩ１、鋼ＰＩ２および鋼ＰＩ３で作られた鋸刃の性能の結果。最良の性能は、摩耗率および切断時間の低減に関連する。

最も重要な条件は５４０℃であるが、それは、この温度が現在生産されている鋸に最も良く使用されるためである。本発明の合金について得られた結果は興味深く、特にＰＩ２合金およびＰＩ３合金の場合、在来鋼（ＥＴ２）と同等の、または、それよりもさらに良好な結果を示す。５４０℃で焼き戻した場合、ＰＩ３合金は最も低い摩耗率を有し、ＰＩ２合金と同様に、ＥＴ２合金よりも短い切断時間がもたらされる。

したがって、ＰＩ２合金およびＰＩ３合金は、結果として合金元素の含有量を著しく低減化し、それにもかかわらず適切な切断性能を促進するので、適用するのに興味深いものであると見なすことができる。表７に示されるそのような性能は、在来鋼よりもさらに高いことがある。実施例１で検討したように、これは、化学組成を適切に発展させることによって、特に、高い硬度と微細化された炭化物とを促進して、より高価な合金元素であるＭｏ、Ｗ、Ｖを全体として低減化する、Ｎｂ元素とＳｉ元素の組み合わせによって生じる。

ＷＤＳによって得た、バナジウム、タングステンおよびモリブデンのＸ線マッピング（点密度が高いほど、化学元素の相対濃度が高い）を示す、二次電子の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察によって得た、在来合金であるＥＴ１の溶解物の粗マイクロ組織を示す図である。ＷＤＳによって得た、バナジウム、タングステンおよびモリブデンのＸ線マッピング（点密度が高いほど、化学元素の相対濃度が高い）を示す、二次電子の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察によって得た、在来合金であるＥＴ２の溶解物の粗マイクロ組織を示す図である。ＷＤＳによって得た、バナジウム元素、タングステン元素、およびモリブデン元素のＸ線マッピング（点密度が高いほど、化学元素の相対濃度が高い）を示す、二次電子の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察によって得た、本発明の合金であるＰＩ１の溶解物の粗マイクロ組織を示す図である。ＷＤＳによって得た、バナジウム、タングステンおよびモリブデンのＸ線マッピング（点密度が高いほど、化学元素の相対濃度が高い）を示す、二次電子の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察によって得た、本発明合金であるＰＩ２の溶解物の粗マイクロ組織を示す図である。ＷＤＳによって得た、バナジウム、タングステンおよびモリブデンのＸ線マッピング（点密度が高いほど、化学元素の相対濃度が高い）を示す、二次電子の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察によって得た、本発明の合金であるＰＩ３の溶解物の粗マイクロ組織を示す図である。ＥＴ２合金、ＰＩ１合金、ＰＩ２合金、およびＰＩ３合金に関しては、２つのオーステナイト化温度に対する曲線を調査し、各曲線の右上角を特定し、ＥＴ１合金に関しては、１２００℃が通常のオーステナイト化温度であるため、その温度でのオーステナイト化について比較したものであり、断面約１５ｍｍの試験片を、示される温度でオーステナイト化し、油中焼入れし、２時間の二回焼戻しを行った結果の、合金焼戻し曲線を示す図である。各合金における分析面積が合計０．１５ｍｍ^２となる１２の領域を倍率１０００倍で分析して得た結果を、ａ）絶対値とｂ）パーセントとで示した、ＥＴ２合金、ＰＩ１合金、ＰＩ２合金およびＰＩ２合金の炭化物のサイズ分布を比較した図である。４％ナイタルで腐食させた後、硬度ピークで焼入れし、焼戻した状態で、ＥＴ２合金、ＰＩ１合金、ＰＩ２合金およびＰＩ３合金それぞれを表すマイクロ組織を比較した倍率５００倍の図である。

Claims

０．５〜１．５質量％の炭素、１．０〜１０．０質量％のクロム、関係式「２Ｍｏ＋Ｗ」によって求められる３．０〜１０．０質量％のタングステン当量、０．５〜２．０質量％のニオブ）、０．３〜２．０質量％のバナジウム、０．３〜３．５質量％のシリコン、８質量％未満のコバルト、および、残部が事実上鉄と製造過程で不可避の不純物から成る合金元素組成を有する鋸刃用高速度鋼であって、
前記ニオブは、バナジウム１％に対してニオブ２％の比で、部分的に、または、完全にバナジウムと置換可能であり、
前記バナジウムは、バナジウム１％に対してニオブ２％の比で、部分的に、または、完全にニオブと置換可能であり、
前記シリコンは、比「１：１」で、部分的に、または、完全にアルミニウムと置換可能であることを特徴とする鋸刃用高速度鋼。
０．６〜１．４質量％の炭素、３．０〜７．０質量％のクロム、関係式「２Ｍｏ＋Ｗ」によって求められる４．０〜８．０質量％のタングステン当量、０．８〜１．６質量％のニオブ、０．５〜１．０質量％のバナジウム、０．７〜２．０質量％のシリコン、５質量％未満のコバルト、および、残部が事実上鉄と製造過程で不可避の不純物から成る合金元素組成を有する鋸刃用高速度鋼であって、
前記ニオブは、バナジウム１％に対してニオブ２％の比で、部分的に、または、完全にバナジウムと置換可能であり、
前記バナジウムは、バナジウム１％に対してニオブ２％の比で、部分的に、または、完全にニオブと置換可能であり、
前記シリコンは、比「１：１」で、部分的に、または、完全にアルミニウムと置換可能であることを特徴とする請求項１に記載された鋸刃用高速度鋼。
０．８〜１．１質量％の炭素、３．０〜５．０質量％のクロム、関係式「２Ｍｏ＋Ｗ」によって求められる４．０〜８．０質量％のタングステン当量、０．８〜１．４質量％のニオブ、０．５〜１．０質量％のバナジウム、０．７〜１．５質量％のシリコン、２質量％未満のコバルト、および、残部が事実上鉄と製造過程で不可避の不純物から成る合金元素組成を有する鋸刃用高速度鋼であって、
前記ニオブは、バナジウム１％に対してニオブ２％の比で、部分的に、または、完全にバナジウムと置換可能であり、
前記バナジウムは、バナジウム１％に対してニオブ２％の比で、部分的に、または、完全にニオブと置換可能であり、
前記シリコンは、比「１：１」で、部分的に、または、完全にアルミニウムと置換可能であることを特徴とする請求項１に記載された鋸刃用高速度鋼。
０．５〜２．０質量％のアルミニウムを含むことを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載された鋸刃用高速度鋼。
０．８〜１．２質量％のアルミニウムを含むことを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載された鋸刃用高速度鋼。
最大１．５質量％のマンガン、最大１．０質量％のアルミニウム、最大０．１０質量％の燐、最大０．１０質量％の硫黄、および、最大０．１０質量％の窒素を含むことを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載された鋸刃用高速度鋼。
最大１．０質量％のマンガン、最大０．５質量％のアルミニウム、最大０．０８質量％の燐、最大０．０１質量％の硫黄、および、最大０．０２質量％の窒素を含むことを特徴とする請求項１から請求項６までのいずれか一項に記載された鋸刃用高速度鋼。
１質量％未満のコバルトを含むことを特徴とする請求項１から請求項７までのいずれか一項に記載された鋸刃用高速度鋼。
最大０．５質量％のマンガン、最大０．２質量％のアルミニウム、最大０．０４質量％の燐、最大０．００５質量％の硫黄、および、最大０．０１質量％の窒素を含むことを特徴とする請求項１から請求項７までのいずれか一項に記載された鋸刃用高速度鋼。
最大０．５質量％のＣｅ、または、その他の希土類元素を含み、
前記希土類元素は、周期律表のランタノイド族またはアクチノイド族の元素、および、Ｌａ、Ａｃ、ＨｆおよびＲｆであることを特徴とする請求項１から請求項９までのいずれか一項に記載された鋸刃用高速度鋼。
質量％単位で、チタン１質量部に対してバナジウム１質量部またはニオブ０．５質量部、および、タンタルまたはジルコン１質量部に対してバナジウム２質量部またはニオブ１質量部の比で、部分的または完全にニオブおよびバナジウムに代わる、チタン、ジルコン、または、タンタルを含むことを特徴とする請求項１から請求項１０までのいずれか一項に記載された鋸刃用高速度鋼。
切断工具および機械加工に用いられることを特徴とする請求項１から請求項１１までのいずれか一項に記載された鋸刃用高速度鋼。
完全に高速度鋼によって形成されるか、切断部が高速度鋼のみで形成された異種金属型であるかにかかわらず、手動の機械または鋸における鋸刃に使用されることを特徴とする請求項１から請求項１１までのいずれか一項に記載された鋸刃用高速度鋼。
金属材料またはその他の材料を機械加工するために用いられる、螺旋ドリル、フライス盤、タップ、ダイ、および、その他の工具など、回転切削に使用されることを特徴とする請求項１から請求項１１までのいずれか一項に記載された鋸刃用高速度鋼。
低生産性の産業用工具および家庭用工具など、平均動作寿命が短い機械加工工具に用いられることを特徴とする請求項１から請求項１１までのいずれか一項に記載された鋸刃用高速度鋼。
非鉄合金、または、その他の固体材料の冷間成形、温間成形、および、熱間成形工程用工具として用いられることを特徴とする請求項１から請求項１１までのいずれか一項に記載された鋸刃用高速度鋼。
熱間成形で得られる最終製品、例えば、ワイヤ・ロッド、棒、ワイヤ、板、および、ストリップ、または、粗鍛造条件で直接使用される製品を得るために、在来の鍛造、連続鍛造、または、合金の破砕と凝集を伴う方法、とりわけ、粉末冶金、粉末の噴射、および、スプレー成形によって製造されることによって特徴づけられる請求項１から請求項１１までのいずれか一項に記載された鋸刃用高速度鋼。