JP2015071812A - 粉末高速度工具鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 耐摩耗性および靱性をより優れるものとすることによって、切削工具のより長寿命化を達成することができるような粉末高速度工具鋼、およびこうした高速度工具鋼を得るために有用な高速度工具鋼用粉末およびその製造方法を提供する。
【解決手段】 質量％で、Ｃ：１．３０〜２．３０％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：３．０〜５．０％、Ｍｏ：０．５〜８．０％、Ｗ：５．０〜２０．０％、Ｖ：３．０〜７．５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、該鋼粉末を固化成形した後、焼入、焼戻したミクロ組織において１００×１００μｍ2 中に、２．０μｍ未満の一次炭化物が５００〜８００個、２．０〜１０．０μｍの一次炭化物が５０〜３００個有することを特徴とする粉末高速度工具鋼およびその製造方法。
【選択図】 図１
【解決手段】 質量％で、Ｃ：１．３０〜２．３０％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：３．０〜５．０％、Ｍｏ：０．５〜８．０％、Ｗ：５．０〜２０．０％、Ｖ：３．０〜７．５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、該鋼粉末を固化成形した後、焼入、焼戻したミクロ組織において１００×１００μｍ2 中に、２．０μｍ未満の一次炭化物が５００〜８００個、２．０〜１０．０μｍの一次炭化物が５０〜３００個有することを特徴とする粉末高速度工具鋼およびその製造方法。
【選択図】 図１
Description
本発明は、切削工具や金型等に使用される粉末高速度工具鋼およびその製造方法に関する。
従来、高速度工具鋼はＣ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｏ，Ｖ，Ｃｏ等の合金元素を多量に加えて高温で硬さや耐摩耗性を一層高めた工具鋼であり、エンドミルやドリルのように比較的靱性が要求される切削工具の素材として汎用されている。ところで、このような高速度工具鋼は、従来では溶製法によって製造されていたのであるが、この溶製法によって得られた高速度工具鋼では、粗大炭化物の存在や偏析という問題があったことから、近年では、従来の溶製法に代わって、粉末冶金法を用いた粉末高速度工具鋼が広く使用されるようになっている。この粉末高速度工具鋼は、高速度工具鋼の溶湯をアトマイズ法によって急冷凝固粉末とし、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。
一方、上記のような粉末高速度工具鋼を切削工具の素材として実際使用した場合には、耐摩耗性および靱性が不十分なことから、工具の切削性能の向上という要求に十分対応できないことから、耐摩耗性および靱性をより高めて工具の切削性能をより向上させると言う観点で、これまでにも様々な粉末高速度工具鋼について提案されている。
例えば、特開２００１−２９４９８６号公報（特許文献１）に開示されているように、Ｃ：１．２〜３％、Ｓｉ：≦３．０％、Ｍｎ：≦３．０％、Ｃｒ：３〜６％、Ｗ：１０〜１５％、Ｍｏ：≦１．０％、Ｖ：３〜５％、Ｃｏ：≦１０％を含有する高速度工具鋼用粉末が提案されている。
例えば、特開２００１−２９４９８６号公報（特許文献１）に開示されているように、Ｃ：１．２〜３％、Ｓｉ：≦３．０％、Ｍｎ：≦３．０％、Ｃｒ：３〜６％、Ｗ：１０〜１５％、Ｍｏ：≦１．０％、Ｖ：３〜５％、Ｃｏ：≦１０％を含有する高速度工具鋼用粉末が提案されている。
また、特開平９−５９７４８号公報（特許文献２）に開示されているように、ＮｉおよびＣｏを含むＭｏ系高速度工具鋼であって、Ｎｂを０．５〜２．０％含有すると共に、炭化物の平均粒径が０．４０〜０．８０μｍであり、且つ最大粒径が５μｍ以下である耐摩耗性及び耐チッピング性に優れた粉末高速度工具鋼が提案されている。
さらに、特開平５−１６３５５１号公報（特許文献３）は、Ｃ：０．７〜２．０％、Ｓｉ：≦１．０％、Ｍｎ：≦０．６％、Ｃｒ：３．０〜６．０％、ＷまたはさらにＭｏをＷ＋２Ｍｏで１４〜２０％かつＶ：≦５．０％、Ｎｂ：２．０〜７．０％、但しＮｂ／Ｖ≧０．５％、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる粉末高速度工具鋼が提案されている。
上述した、特許文献１は成分制御により耐摩耗性、靱性改善を狙っているが、炭化物サイズが２．０μｍと微細で、耐摩耗性に懸念があり十分ではない。また、特許文献２はＮｂを０．５〜２．０％添加かつＮｉ，Ｃｏを含む粉末高速鋼と耐摩耗性、靱性を高めているが、しかしながら、Ｎｂを含む必要があり、そのため成分系に制約があるという問題がある。さらに、特許文献３はＮｂを２．０〜７．０％添加により耐摩耗性、靱性を持たせているが、Ｖ：≦５．０％、Ｎｂ／Ｖ≧０．５％とＶ添加量が少ないために耐摩耗性に劣るという問題がある。
上述のような問題を解消するために、発明者らは鋭意開発を進めた結果、粉末高速度工具鋼は、通常は単一粉末を母材に作製するのが一般的であるが、本発明では粉末高速度工具鋼をＣ濃度が０．５％以上異なる２種類以上の金属粉末を母材に用いて焼結し、さらに固化成形中や固化成形後に高温にある時間保持する熱処理（以下、ソーキング熱処理と言う。）を行い、焼入、焼戻したミクロ組織の１００×１００μｍ2 中に、２．０μｍ未満の一次炭化物が５００〜８００個、２．０〜１０．０μｍの一次炭化物が５０〜３００個存在するように炭化物径を制御することで靱性と耐摩耗性を兼ね備えた高速度工具鋼を得ることを見出した。
その発明の要旨とするところは、
（１）質量％で、Ｃ：１．３０〜２．３０％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：３．０〜５．０％、Ｍｏ：０．５〜８．０％、Ｗ：５．０〜２０．０％、Ｖ：３．０〜７．５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、該鋼粉末を固化成形した後、焼入、焼戻したミクロ組織において１００×１００μｍ2 中に、２．０μｍ未満の一次炭化物が５００〜８００個、２．０〜１０．０μｍの一次炭化物が５０〜３００個有することを特徴とする粉末高速度工具鋼。
（１）質量％で、Ｃ：１．３０〜２．３０％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：３．０〜５．０％、Ｍｏ：０．５〜８．０％、Ｗ：５．０〜２０．０％、Ｖ：３．０〜７．５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、該鋼粉末を固化成形した後、焼入、焼戻したミクロ組織において１００×１００μｍ2 中に、２．０μｍ未満の一次炭化物が５００〜８００個、２．０〜１０．０μｍの一次炭化物が５０〜３００個有することを特徴とする粉末高速度工具鋼。
（２）前記（１）に記載の成分組成に加えて、Ｃｏ：≦１０．０％としたことを特徴とする粉末高速度工具鋼。
（３）前記（１）または（２）に記載の粉末高速度工具鋼において、Ｃ濃度が０．５％以上異なる２種類以上の金属粉末を混合し、混合した粉末をＨＩＰまたは押出による固化成形法を用いて、固化成形中や固化成形後に熱処理をして一次炭化物の粒度を２．０μｍ未満の一次炭化物が５００〜８００個、２．０〜１０．０μｍの一次炭化物が５０〜３００個となるように調整することを特徴とする粉末高速度工具鋼の製造方法にある。
（３）前記（１）または（２）に記載の粉末高速度工具鋼において、Ｃ濃度が０．５％以上異なる２種類以上の金属粉末を混合し、混合した粉末をＨＩＰまたは押出による固化成形法を用いて、固化成形中や固化成形後に熱処理をして一次炭化物の粒度を２．０μｍ未満の一次炭化物が５００〜８００個、２．０〜１０．０μｍの一次炭化物が５０〜３００個となるように調整することを特徴とする粉末高速度工具鋼の製造方法にある。
以上述べたように、本発明により耐摩耗性および靱性をより優れるものとすることによって、切削工具のより長寿命化を達成することができるような粉末高速度工具鋼、およびこうした高速度工具鋼の製造方法を提供することが出来る。
以下、本発明について詳細に説明する。
粉末高速度工具鋼を作製する際の母材として、通常は狙いの粉末高速度鋼と同じ組成の金属粉末一種類（以下、単一粉末と言う。）を用いるのが一般的であるが、合金元素量は同一とし、Ｃ（炭素）量を一定値以上振った２種類の金属粉末（例えば、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ−Ｗ−Ｃｏ−Ｃ組成のＣ添加量が異なる粉末）を混合して、固化成形を行うと、マトリックス中のＣ濃度に大きな濃淡が生じる。その状態で、約１１５０℃以上の高温で保持してＣ拡散を促進させた場合、マトリックス中のＣが豊富な領域は優先して炭化物が粗大化し、Ｃが少ない領域は、炭化物の粗大化が殆ど起こらない。結果として、微細炭化物と粗大炭化物が共に存在する組織となり、靱性と耐摩耗性を兼ね備えた高速度粉末工具鋼となる。そのことから、本発明では、粉末高速度工具鋼をＣ濃度が０．５％以上異なる２種類以上の金属粉末を母材に用いて焼結し、さらにソーキング熱処理により焼入、焼戻したミクロ組織の１００×１００μｍ2 中に、２．０μｍ未満の一次炭化物が５００〜８００個、２．０〜１０．０μｍの一次炭化物が５０〜３００個存在するように炭化物径を制御することで靱性と耐摩耗性を兼ね備えた粉末高速度工具鋼を得ることができる。
粉末高速度工具鋼を作製する際の母材として、通常は狙いの粉末高速度鋼と同じ組成の金属粉末一種類（以下、単一粉末と言う。）を用いるのが一般的であるが、合金元素量は同一とし、Ｃ（炭素）量を一定値以上振った２種類の金属粉末（例えば、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ−Ｗ−Ｃｏ−Ｃ組成のＣ添加量が異なる粉末）を混合して、固化成形を行うと、マトリックス中のＣ濃度に大きな濃淡が生じる。その状態で、約１１５０℃以上の高温で保持してＣ拡散を促進させた場合、マトリックス中のＣが豊富な領域は優先して炭化物が粗大化し、Ｃが少ない領域は、炭化物の粗大化が殆ど起こらない。結果として、微細炭化物と粗大炭化物が共に存在する組織となり、靱性と耐摩耗性を兼ね備えた高速度粉末工具鋼となる。そのことから、本発明では、粉末高速度工具鋼をＣ濃度が０．５％以上異なる２種類以上の金属粉末を母材に用いて焼結し、さらにソーキング熱処理により焼入、焼戻したミクロ組織の１００×１００μｍ2 中に、２．０μｍ未満の一次炭化物が５００〜８００個、２．０〜１０．０μｍの一次炭化物が５０〜３００個存在するように炭化物径を制御することで靱性と耐摩耗性を兼ね備えた粉末高速度工具鋼を得ることができる。
図１は、本発明例Ｎｏ．１に示す２種類の混合粉末を固化成形後、ソーキング熱処理して作製した鋼の光学顕微鏡による組織を示す写真である。これに対し、図２は、比較例であるＮｏ．５に示す単一粉末を固化成形後、ソーキング熱処理なしで作製した鋼の光学顕微鏡による組織であり、図３は、比較例であるＮｏ．６に示す２種類の混合粉末を固化成形後、ソーキング熱処理なしで作製した鋼の光学顕微鏡による組織であり、図４は、比較例であるＮｏ．７に示す単一粉末を固化成形後、ソーキング熱処理して作製した鋼の光学顕微鏡による組織を示す写真である。これから分かるように、Ｃ量を一定値以上振った混合粉末を母材に用い、かつソーキング熱処理して作製した図１の本発明鋼の組織は、本発明を満たしていない（混合粉末を固化成形していない、もしくはソーキング熱処理を行っていない）図２〜４に示す鋼の組織に比較して、微細炭化物と粗大炭化物が一体組織となっていることが分かる。
以下、本発明に係る限定理由について説明する。
Ｃ：１．３０〜２．３０％
Ｃは、硬さ、焼入性に必要な元素である。しかし、１．３０％未満ではその効果が十分でない。また、２．３０％を超えると粗大すぎる炭化物を形成し靱性を悪化させることから、その範囲を１．３０〜２．３０％とした。
Ｃ：１．３０〜２．３０％
Ｃは、硬さ、焼入性に必要な元素である。しかし、１．３０％未満ではその効果が十分でない。また、２．３０％を超えると粗大すぎる炭化物を形成し靱性を悪化させることから、その範囲を１．３０〜２．３０％とした。
Ｓｉ：０．１〜１．０％
Ｓｉは、脱酸剤であり、基地の硬さを得るために必要な元素である。しかし、０．１％未満では、その効果が十分に得られず、１．０％を超えると靱性と加工性が悪化することから、その範囲を０．１〜１．０％とした。
Ｓｉは、脱酸剤であり、基地の硬さを得るために必要な元素である。しかし、０．１％未満では、その効果が十分に得られず、１．０％を超えると靱性と加工性が悪化することから、その範囲を０．１〜１．０％とした。
Ｍｎ：０．１〜１．０％
Ｍｎは、脱酸剤であり、焼入性を得るために必要な元素である。しかし、０．１％未満では、その効果が十分に得られず、１．０％を超えるとマトリックスを脆化させ靱性、熱間加工性が悪化することから、その範囲を０．１〜１．０％とした。
Ｍｎは、脱酸剤であり、焼入性を得るために必要な元素である。しかし、０．１％未満では、その効果が十分に得られず、１．０％を超えるとマトリックスを脆化させ靱性、熱間加工性が悪化することから、その範囲を０．１〜１．０％とした。
Ｃｒ：３．０〜５．０％
Ｃｒは、焼入性を得るために必要な元素である。しかし、３．０％未満ではその効果が十分でない。また、５．０％を超えると靱性、熱間加工性が悪化することから、その範囲を３．０〜５．０％とした。
Ｃｒは、焼入性を得るために必要な元素である。しかし、３．０％未満ではその効果が十分でない。また、５．０％を超えると靱性、熱間加工性が悪化することから、その範囲を３．０〜５．０％とした。
Ｍｏ：０．５〜８．０％
Ｍｏは、焼入性、硬さ、耐摩耗性、焼戻し軟化抵抗性を得るために必要な元素である。しかし、０．５％未満ではその効果が十分でない。また、８．０％を超えると靱性、熱間加工性が悪化することから、その範囲を０．５〜８．０％とした。好ましくは１．０〜６．０％とする。
Ｍｏは、焼入性、硬さ、耐摩耗性、焼戻し軟化抵抗性を得るために必要な元素である。しかし、０．５％未満ではその効果が十分でない。また、８．０％を超えると靱性、熱間加工性が悪化することから、その範囲を０．５〜８．０％とした。好ましくは１．０〜６．０％とする。
Ｗ：５．０〜２０．０％
Ｗは、焼入性、硬さ、耐摩耗性、焼戻し軟化抵抗性を得るために必要な元素である。しかし、５．０％未満ではその効果が十分でない。また、２０．０％を超えると靱性、熱間加工性が悪化することから、その範囲を５．０〜２０．０％とした。好ましくは８．０〜１２．０％とする。
Ｗは、焼入性、硬さ、耐摩耗性、焼戻し軟化抵抗性を得るために必要な元素である。しかし、５．０％未満ではその効果が十分でない。また、２０．０％を超えると靱性、熱間加工性が悪化することから、その範囲を５．０〜２０．０％とした。好ましくは８．０〜１２．０％とする。
Ｖ：３．０〜７．５％
Ｖは、硬さ、耐焼付き性、靱性を得るために必要な元素である。しかし、３．０％未満ではその効果が十分でない。また、７．５％を超えると靱性、被削性が悪化することから、その範囲を３．０〜７．５％とした。好ましくは４．６〜７．０％とする。
Ｖは、硬さ、耐焼付き性、靱性を得るために必要な元素である。しかし、３．０％未満ではその効果が十分でない。また、７．５％を超えると靱性、被削性が悪化することから、その範囲を３．０〜７．５％とした。好ましくは４．６〜７．０％とする。
Ｃｏ：≦１０．０％
Ｃｏは、耐熱性、耐摩耗性、耐焼戻し軟化抵抗性に必要な元素である。本元素を含まなくても本発明の効果は得られるが、上記効果から含有することが好ましい。しかし、１０．０％を超える添加は炭化物の偏析や脱炭を促進することから、その上限を１０．０％とした。
Ｃｏは、耐熱性、耐摩耗性、耐焼戻し軟化抵抗性に必要な元素である。本元素を含まなくても本発明の効果は得られるが、上記効果から含有することが好ましい。しかし、１０．０％を超える添加は炭化物の偏析や脱炭を促進することから、その上限を１０．０％とした。
焼入、焼戻したミクロ組織の１００×１００μｍ2 中に、２．０μｍ未満の一次炭化物が５００〜８００個、２．０〜１０．０μｍの一次炭化物が５０〜３００個と、炭化物径を規制した理由は、靱性と耐摩耗性を両立させるには、微細な炭化物と粗大な炭化物を混在させる必要があり、微細な一次炭化物は結晶粒微細化効果を有し結晶粒の微細化により靱性を確保できるからである。また粗大な一次炭化物はマトリックスより硬い炭化物が存在することにより鋼の耐摩耗性が向上するためである。
ここで、２．０μｍ未満の一次炭化物による靱性を確保するためには、焼入、焼戻したミクロ組織の１００×１００μｍ2 中に、２．０μｍ未満の微細な一次炭化物が５００個以上必要である。しかし、微細な一次炭化物が８００個を超えると、炭素が微細な炭化物によって消費されてしまい、粗大な一次炭化物が少なくなりすぎてしまい、耐摩耗性付加の観点から、同面積中に微細な一次炭化物を８００個以下にする必要がある。
一方、２．０μｍ以上１０．０μｍ以下の一次炭化物によって耐摩耗性を確保するためには、同面積中にこの粗大な一次炭化物が５０個以上必要である。しかし、この粗大な一次炭化物が多すぎるとその分微細な炭化物が減少し、靱性を阻害するため、上限を３００個とした。なお、１０．０μｍを超えの一次炭化物について言及していないのは、１０．０μｍを超えの炭化物が存在すると靱性を著しく阻害するため、本発明の対象外とした。以上によって、微細炭化物と粗大炭化物が共に存在する組織となり、靱性と耐摩耗性を兼ね備えた高速度粉末工具鋼を得ることができる。
混合する粉末のＣの質量％の差、つまりＣの濃度差は０．５％以上とする。０．５％以上とするのは、固化成形後のマトリックスのＣ濃度分布をばらつかせ、熱処理を行いＣ拡散を促進させた時に一部の炭化物のみの成長を促すには、０．５％以上のＣ濃度差が必要であるためである。なお、３種類以上の粉末を混合する場合は最もＣ濃度が近い粉末同士の差が０．５％以上かどうかを判断する。一方、混合量については、高Ｃ粉末の質量％を１．０とすると、低Ｃ粉末の混合質量％は、０．２５〜４．０が好ましい。すなわち、高Ｃ粉末と低Ｃ粉末の混合比が、１．０：０．２５〜４．０の範囲が好ましい。しかし、高Ｃ粉末と低Ｃ粉末の混合比がこの範囲を超えて離れると、固化成形後のマトリックスのＣ濃度差が確保できず、一部の炭化物のみの成長を促すことができない。
ソーキング熱処理は、粉末固化成形中や固化成形後のいずれかに行う。例えば、ＨＩＰまたは押出工程中の高温保持、ＨＩＰまたは押出成形後の固化成形体への熱処理が該当する。粉末固化成形中や固化成形後のソーキング熱処理（高温保持熱処理）の適正条件は、鋼種によって異なるが、例えばＨＩＰ処理後の成形体に１１５０〜１２４０℃で２〜１２時間の熱処理が適正である。しかし、１１５０℃未満では炭化物が殆ど大きくならない。また、１２４０℃を超えると、炭化物が急激に大きくなりすぎてしまい、微細な析出物が消失しやすく制御が難しい。
以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。
合金添加元素は同じで、Ｃ（炭素）濃度を振って作製した２種類以上の金属粉末（例えばＦｅ−０．３Ｓｉ−０．３Ｍｎ−４．２Ｃｒ−１．０Ｍｏ−１２．０Ｗ−４．６Ｖ−５．０ＣｏのＣ添加量を１．３と２．５の二つに振ったもの）をガスアトマイズ法で作製し、粉末高速度工具鋼の母材とした。その後、それらを各混合比で混合、１１７０℃でＨＩＰ処理して固化成形し、表１に示す狙い組成Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇの固化成形体を作製した。なお、金属粉末のＣ濃度差及び混合比は表２に示すとおりである。これらの固化成形体に対して、各組成毎に定めた温度条件（大気中１１５０℃〜１２４０℃、２〜８時間）でソーキング熱処理（高温にある時間保持する熱処理）を行った。その後、３０ｍｍ径に鍛造加工し、１１９０℃で油冷焼入れ、５６０℃で３回焼戻し処理を行った。比較例としては、混合を行わず単一粉末のまま、１１７０℃でＨＩＰ処理し、成形後はソーキング熱処理を行なわず、そのまま３０ｍｍ径に鍛造加工し、１１９０℃で油冷焼入れ、５６０℃で３回焼戻し処理を行った。
合金添加元素は同じで、Ｃ（炭素）濃度を振って作製した２種類以上の金属粉末（例えばＦｅ−０．３Ｓｉ−０．３Ｍｎ−４．２Ｃｒ−１．０Ｍｏ−１２．０Ｗ−４．６Ｖ−５．０ＣｏのＣ添加量を１．３と２．５の二つに振ったもの）をガスアトマイズ法で作製し、粉末高速度工具鋼の母材とした。その後、それらを各混合比で混合、１１７０℃でＨＩＰ処理して固化成形し、表１に示す狙い組成Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇの固化成形体を作製した。なお、金属粉末のＣ濃度差及び混合比は表２に示すとおりである。これらの固化成形体に対して、各組成毎に定めた温度条件（大気中１１５０℃〜１２４０℃、２〜８時間）でソーキング熱処理（高温にある時間保持する熱処理）を行った。その後、３０ｍｍ径に鍛造加工し、１１９０℃で油冷焼入れ、５６０℃で３回焼戻し処理を行った。比較例としては、混合を行わず単一粉末のまま、１１７０℃でＨＩＰ処理し、成形後はソーキング熱処理を行なわず、そのまま３０ｍｍ径に鍛造加工し、１１９０℃で油冷焼入れ、５６０℃で３回焼戻し処理を行った。
靱性の評価方法として、上記の焼入れ焼戻し後の試料において、ＪＩＳ３号シャルピー衝撃性試験（２ｍｍＵノッチ）を行い、シャルピー衝撃性値を測定し、単一粉末、ソーキング無しのベンチマーク材と比較して、同等以上（下がり幅１０％未満）であれば○、悪化（１０％以上減）すれば×で評価した。また、耐摩耗性の評価方法として、上記の焼入れ焼戻し後の試料において、大越式摩耗試験を実施し、ベンチマーク材の耐摩耗性を１．０として、比較評価した。なお、大越式摩耗試験の条件は、相手材リングＳＣＭ４２０、荷重６１．８Ｎ、摩耗距離２００ｍ、摩耗速度３．６２ｍｍ／ｓｅｃ、乾式とした。
また、炭化物の個数は、熱処理した鋼材を縦２０ｍｍ、横２０ｍｍ、長さ１０の角棒を切出し、湿式研磨、ピクラル腐食を行い、光学顕微鏡にてミクロ組織を確認、画像解析ソフトにより、炭化物のサイズ個数を解析した。なお、光学顕微鏡にて確認できないナノレベルの炭化物については、算出の対象外とした。その結果を表２に示す。
表２に示すように、比較例Ｎｏ．５は、表１に示す成分組成Ａ、比較例Ｎｏ．１３は成分組成Ｂ（表１）、比較例Ｎｏ．１８は成分組成Ｃ（表１）、比較例Ｎｏ．２２は成分組成Ｄ（表１）、比較例Ｎｏ．２４は成分組成Ｅ（表１）、比較例Ｎｏ．２６は成分組成Ｆ（表１）、比較例Ｎｏ．２８は成分組成Ｇ（表１）の単一粉末を母材に作製し、ベンチマーク材とした。これらの比較例については、混合を行わず単一粉末のままであることから母材金属粉末のＣ濃度差はなく、また、ソーキング熱処理が無いことから、粗大な炭化物が存在せず、焼入、焼戻したミクロ組織の１００×１００μｍ2 中に、２．０μｍ未満での炭化物個数が多く、２．０〜１０．０μｍの炭化物個数が少ない。そのため、靱性には優れるが、耐摩耗性に劣る。
比較例Ｎｏ．６、１４、１９、２０は、２種類の粉末を母材に作製し、マトリックス中のＣ濃度差はあるが、ソーキング熱処理を行っていないために、焼入、焼戻したミクロ組織の１００×１００μｍ2 中に、２．０μｍ未満での炭化物個数が多く、２．０〜１０．０μｍの炭化物個数が殆ど無いため、耐摩耗性が劣る。比較例Ｎｏ．７は、混合を行わず単一粉末のままであることから母材金属粉末のＣ濃度差がなく、ソーキング熱処理を行った時に、２．０μｍ未満の微細な炭化物が保たれず、全体的に炭化物が粗大化したため、靱性が悪い。
比較例Ｎｏ．８、９、１０、１５は、２種類の粉末を母材に作製し、ソーキング熱処理も行っているが、母材金属粉末のＣ濃度差が少ない、または粉末混合比が離れているため、マトリックス中のＣ濃度差が小さく、ソーキング熱処理中に全体的に炭化物が粗大化し、微細な炭化物が保たれず、２．０μｍ未満の炭化物個数が少なく、靱性が悪い。これに対して、本発明であるＮｏ．１〜４、１１〜１２、１６〜１７、２１、２３、２５、２７は、いずれも本発明の条件を満足していることから、靱性および耐摩耗性に優れていることが分かる。
以上述べたように、本発明による粉末高速工具鋼をＣ濃度が０．５％以上異なる２種以上の金属粉末を母材に用いて混合、固化成形後、ソーキング熱処理を行い、焼入、焼戻したミクロ組織の１００×１００μｍ2 中の一次炭化物の個数を、２．０ｍｍ未満が５００〜８００個、２．０〜１０．０μｍが５０〜３００個に制御することにより微細炭化物と粗大炭化物が共に存在する組織となり、靱性と耐摩耗性を兼ね備えた高速度粉末工具鋼を提供することができる。
特許出願人 山陽特殊製鋼株式会社
代理人 弁理士 椎 名 彊
特許出願人 山陽特殊製鋼株式会社
代理人 弁理士 椎 名 彊
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：１．３０〜２．３０％、
Ｓｉ：０．１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：３．０〜５．０％、
Ｍｏ：０．５〜８．０％、
Ｗ：５．０〜２０．０％、
Ｖ：３．０〜７．５％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、該鋼粉末を固化成形した後、焼入、焼戻したミクロ組織において１００×１００μｍ2 中に、２．０μｍ未満の一次炭化物が５００〜８００個、２．０〜１０．０μｍの一次炭化物が５０〜３００個有することを特徴とする粉末高速度工具鋼。 - 請求項１に記載の成分組成に加えて、Ｃｏ：≦１０．０％としたことを特徴とする粉末高速度工具鋼。
- 請求項１または２に記載の粉末高速度工具鋼において、Ｃ濃度が０．５％以上異なる２種類以上の金属粉末を混合し、混合した粉末をＨＩＰまたは押出による固化成形法を用いて、固化成形中や固化成形後に熱処理をして一次炭化物の粒度を２．０μｍ未満の一次炭化物が５００〜８００個、２．０〜１０．０μｍの一次炭化物が５０〜３００個となるように調整することを特徴とする粉末高速度工具鋼の製造方法。
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-
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