JP7372774B2 - 高速度鋼 - Google Patents
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Description
本発明は、口金、パンチ等の工具に適した高速度鋼に関する。詳細には、本発明は、いわゆるマトリックスハイスに関する。
工具に、高速度鋼が用いられている。高速度鋼は、「高速度工具鋼」とも称されている。高速度鋼はさらに、「ハイス」とも称されている。高速度鋼は、多くのＣを含有する。一般的な高速度鋼はさらに、Ｍｏ、Ｗ及びＶを含有する。Ｍｏ、Ｗ及びＶのそれぞれは、Ｃと結合して炭化物を生成させる。この炭化物は、高速度鋼の強度及び耐摩耗性に寄与しうる。高速度鋼の具体例として、「ＪＩＳ ＳＫＨ５１」及び「ＪＩＳ ＳＫＨ４０」が挙げられる。
多くのＣを含むが故に、高速度鋼では、熱間での靱性が不足する傾向が見られる。この欠点を補う目的で、Ｃ、Ｍｏ、Ｗ又はＶの含有率が低減された高速度鋼が、提案されている。このような高速度鋼は、「マトリックスハイス」と称されている。
特開２０１７－１５５３０６公報には、焼入れ－焼戻し後の炭化物の種類と量とが制御されたマトリックスハイスが開示されている。このマトリックスハイスでは、Ｍ６Ｃ、Ｍ２Ｃ及びＭＣの合計量の、炭化物の総量に対する比率は、５．０％以上である。
特開２０１８－４８４０７公報には、均熱処理を経て得られたマトリックスハイスが開示されている。このマトリックスハイスでは、断面組織中の炭化物の円相当径の最大値は、１．００μｍ以下である。
特開２０１７－１５５３０６公報に開示されたマトリックスハイスの靱性は、十分ではない。特開２０１８－４８４０７公報に開示されたマトリックスハイスは靱性に優れるが、均熱処理が必要であるから、その製造工程は極めて複雑である。
本発明の目的は、複雑な工程を経ることなく得られ、かつ靱性に優れた高速度鋼の提供にある。
本発明に係る高速度鋼は、
（１）０．３０質量％以上０．８０質量％以下のＣ
（２）０．０１質量％以上１．０質量％以下のＳｉ
（３）０．０１質量％以上１．０質量％以下のＭｎ
（４）Ｃｒ
（５）Ｍｏ及び／又はＷ
（６）Ｖ及び／又はＮｂ
並びに
（７）不可避的不純物
を含む。この高速度鋼は、下記数式（Ｉ）から（IV）を満たす。
４．３ ≦ Ｃｒ ／ Ｃ ≦ ２０ （Ｉ）
２．５ ≦ Ｍｏ ＋ ０．５ ・ Ｗ ≦ ８．５ （II）
０．５ ≦ Ｖ ＋ ０．５ ・ Ｎｂ ≦ ２．０ （III)
０．５ ≦ Ｎ２ ／ Ｎ１ （IV）
これらの数式において、Ｃｒ、Ｃ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ及びＮｂは、それぞれの元素の質量含有率を表す。Ｎ１は、断面組織に見られる、円相当径が１μｍ以上５μｍ以下である炭化物の数を表す。Ｎ２は、この断面組織に見られる、円相当径が１μｍ以上５μｍ以下であってかつアスペクト比が１．２未満である炭化物の数を表す。
（１）０．３０質量％以上０．８０質量％以下のＣ
（２）０．０１質量％以上１．０質量％以下のＳｉ
（３）０．０１質量％以上１．０質量％以下のＭｎ
（４）Ｃｒ
（５）Ｍｏ及び／又はＷ
（６）Ｖ及び／又はＮｂ
並びに
（７）不可避的不純物
を含む。この高速度鋼は、下記数式（Ｉ）から（IV）を満たす。
４．３ ≦ Ｃｒ ／ Ｃ ≦ ２０ （Ｉ）
２．５ ≦ Ｍｏ ＋ ０．５ ・ Ｗ ≦ ８．５ （II）
０．５ ≦ Ｖ ＋ ０．５ ・ Ｎｂ ≦ ２．０ （III)
０．５ ≦ Ｎ２ ／ Ｎ１ （IV）
これらの数式において、Ｃｒ、Ｃ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ及びＮｂは、それぞれの元素の質量含有率を表す。Ｎ１は、断面組織に見られる、円相当径が１μｍ以上５μｍ以下である炭化物の数を表す。Ｎ２は、この断面組織に見られる、円相当径が１μｍ以上５μｍ以下であってかつアスペクト比が１．２未満である炭化物の数を表す。
好ましくは、高速度鋼は、下記数式（Ｖ）を満たす。
０．８ ≦ Ｎ２ ／ Ｎ１ （Ｖ）
０．８ ≦ Ｎ２ ／ Ｎ１ （Ｖ）
高速度鋼が、不可避的不純物としてＮを含んでもよい。好ましくは、このＮの含有量は、１００ｐｐｍ以上である。
高速度鋼が、不可避的不純物としてＯを含んでもよい。好ましくは、このＯの含有量は、１００ｐｐｍ以上である。
本発明に係る高速度鋼は、靱性に優れる。この高速度鋼は、簡易な方法で製造されうる。
本発明に係る高速度鋼は、いわゆるマトリックスハイスである。この高速度鋼は、Ｆｅ基合金である。この高速度鋼は、所定量の添加元素を含む。好ましくは、残部は、Ｆｅ及び不可避不純物である。以下、この高速度鋼における各元素の役割が詳説される。
［炭素（Ｃ）］
Ｃは焼入れでＦｅに固溶し、かつ焼戻しによって析出する。さらにＣは、他の元素と結合して炭化物を形成する。従ってＣは、高速度鋼の耐摩耗性、高温強度及び軟化抵抗性に寄与しうる。これらの観点から、Ｃの含有率は０．３０質量％以上が好ましく、０．４０質量％以上がより好ましく、０．４３質量％以上が特に好ましい。過剰なＣは、高速度鋼の靱性を阻害し、かつ高温での強度を阻害する。これらの観点から、Ｃの含有率は０．８０質量％以下が好ましく、０．７４質量％以下がより好ましく、０．７０質量％以下が特に好ましい。
Ｃは焼入れでＦｅに固溶し、かつ焼戻しによって析出する。さらにＣは、他の元素と結合して炭化物を形成する。従ってＣは、高速度鋼の耐摩耗性、高温強度及び軟化抵抗性に寄与しうる。これらの観点から、Ｃの含有率は０．３０質量％以上が好ましく、０．４０質量％以上がより好ましく、０．４３質量％以上が特に好ましい。過剰なＣは、高速度鋼の靱性を阻害し、かつ高温での強度を阻害する。これらの観点から、Ｃの含有率は０．８０質量％以下が好ましく、０．７４質量％以下がより好ましく、０．７０質量％以下が特に好ましい。
［ケイ素（Ｓｉ）］
Ｓｉは、製鋼工程での脱酸に寄与する。Ｓｉはさらに、固溶強化にも寄与する。これらの観点から、Ｓｉの含有率は０．０１質量％以上が好ましく、０．１質量％以上がより好ましく、０．２質量％以上が特に好ましい。過剰のＳｉは、高速度鋼の靱性を阻害する。靱性の観点から、Ｓｉの含有率は１．０質量％以下が好ましく、０．８質量％以下がより好ましく、０．６質量％以下が特に好ましい。
Ｓｉは、製鋼工程での脱酸に寄与する。Ｓｉはさらに、固溶強化にも寄与する。これらの観点から、Ｓｉの含有率は０．０１質量％以上が好ましく、０．１質量％以上がより好ましく、０．２質量％以上が特に好ましい。過剰のＳｉは、高速度鋼の靱性を阻害する。靱性の観点から、Ｓｉの含有率は１．０質量％以下が好ましく、０．８質量％以下がより好ましく、０．６質量％以下が特に好ましい。
［マンガン（Ｍｎ）］
Ｍｎは、製鋼工程での脱酸に寄与する。Ｍｎはさらに、高速度鋼の熱処理特性を高める。これらの観点から、Ｍｎの含有率は０．０１質量％以上が好ましく、０．１質量％以上がより好ましく、０．３質量％以上が特に好ましい。過剰のＭｎは、高速度鋼の加工性を阻害する。加工性の観点から、Ｍｎの含有率は１．０質量％以下が好ましく、０．８質量％以下がより好ましく、０．６質量％以下が特に好ましい。
Ｍｎは、製鋼工程での脱酸に寄与する。Ｍｎはさらに、高速度鋼の熱処理特性を高める。これらの観点から、Ｍｎの含有率は０．０１質量％以上が好ましく、０．１質量％以上がより好ましく、０．３質量％以上が特に好ましい。過剰のＭｎは、高速度鋼の加工性を阻害する。加工性の観点から、Ｍｎの含有率は１．０質量％以下が好ましく、０．８質量％以下がより好ましく、０．６質量％以下が特に好ましい。
［クロム（Ｃｒ）］
Ｃｒは、高速度鋼の熱処理特性を高める。さらにＣｒは、高速度鋼の耐食性にも寄与する。これらの観点から、Ｃｒの含有率は１．０質量％以上が好ましく、２．０質量％以上がより好ましく、３．０質量％以上が特に好ましい。Ｃｒが過剰であると、粗大な炭化物が形成される。この炭化物は、高速度鋼の高温強度及び軟化抵抗性を阻害する。過剰なＣｒはさらに、高速度鋼の耐食性を阻害する。これらの観点から、Ｃｒの含有率は１６．０質量％以下が好ましく、１４．０質量％以下がより好ましく、１２．０質量％以下が特に好ましい。
Ｃｒは、高速度鋼の熱処理特性を高める。さらにＣｒは、高速度鋼の耐食性にも寄与する。これらの観点から、Ｃｒの含有率は１．０質量％以上が好ましく、２．０質量％以上がより好ましく、３．０質量％以上が特に好ましい。Ｃｒが過剰であると、粗大な炭化物が形成される。この炭化物は、高速度鋼の高温強度及び軟化抵抗性を阻害する。過剰なＣｒはさらに、高速度鋼の耐食性を阻害する。これらの観点から、Ｃｒの含有率は１６．０質量％以下が好ましく、１４．０質量％以下がより好ましく、１２．０質量％以下が特に好ましい。
高速度鋼が下記数式（Ｉ）を満たすことが、好ましい。
４．３ ≦ Ｃｒ ／ Ｃ ≦ ２０ （Ｉ）
この数式において、Ｃｒはクロムの質量含有率（質量％）を表し、Ｃは炭素の質量含有率（質量％）を表す。上記数式（Ｉ）を満たす高速度鋼では、比（Ｃｒ／Ｃ）は４．３以上２０以下である。比（Ｃｒ／Ｃ）が４．３以上である高速度鋼は、熱処理特性及び耐食性に優れる。この観点から、比（Ｃｒ／Ｃ）は６．０以上がより好ましく、７．３以上が特に好ましい。比（Ｃｒ／Ｃ）が２０以下である高速度鋼は、高温強度、軟化抵抗性及び耐食性に優れる。これらの観点から、比（Ｃｒ／Ｃ）は１８以下がより好ましく、１６以下が特に好ましい。
４．３ ≦ Ｃｒ ／ Ｃ ≦ ２０ （Ｉ）
この数式において、Ｃｒはクロムの質量含有率（質量％）を表し、Ｃは炭素の質量含有率（質量％）を表す。上記数式（Ｉ）を満たす高速度鋼では、比（Ｃｒ／Ｃ）は４．３以上２０以下である。比（Ｃｒ／Ｃ）が４．３以上である高速度鋼は、熱処理特性及び耐食性に優れる。この観点から、比（Ｃｒ／Ｃ）は６．０以上がより好ましく、７．３以上が特に好ましい。比（Ｃｒ／Ｃ）が２０以下である高速度鋼は、高温強度、軟化抵抗性及び耐食性に優れる。これらの観点から、比（Ｃｒ／Ｃ）は１８以下がより好ましく、１６以下が特に好ましい。
［モリブデン（Ｍｏ）及びタングステン（Ｗ）］
Ｍｏ及びＷは、それぞれ、高速度鋼の熱処理特性を高める。Ｍｏ又はＷを含有する高速度鋼では、焼戻し時に微細な炭化物が析出する。この炭化物は、高速度鋼の強度及び耐摩耗性に寄与する。高速度鋼が、Ｍｏ及びＷの両方を含有してもよく、いずれか一方を含有してもよい。
Ｍｏ及びＷは、それぞれ、高速度鋼の熱処理特性を高める。Ｍｏ又はＷを含有する高速度鋼では、焼戻し時に微細な炭化物が析出する。この炭化物は、高速度鋼の強度及び耐摩耗性に寄与する。高速度鋼が、Ｍｏ及びＷの両方を含有してもよく、いずれか一方を含有してもよい。
高速度鋼が下記数式（II）を満たすことが、好ましい。
２．５ ≦ Ｍｏ ＋ ０．５ ・ Ｗ ≦ ８．５ （II）
この数式において、Ｍｏはモリブデンの質量含有率（質量％）を表し、Ｗはタングステンの質量含有率（質量％）を表す。この数式における「Ｍｏ＋０．５・Ｗ」は、モリブデン当量である。上記数式（II）を満たす高速度鋼では、モリブデン当量は２．５質量％以上８．５質量％以下である。モリブデン当量が２．５質量％以上である高速度鋼は、熱処理特性、強度及び耐摩耗性に優れる。この観点から、モリブデン当量は３．０質量％以上がより好ましく、３．７質量％以上が特に好ましい。モリブデン当量が８．５質量％以下である高速度鋼では、粗大な炭化物が析出しにくい。従ってこの高速度鋼は、靱性に優れる。この観点から、モリブデン当量は７．５質量％以下がより好ましく、６．８質量％以下が特に好ましい。
２．５ ≦ Ｍｏ ＋ ０．５ ・ Ｗ ≦ ８．５ （II）
この数式において、Ｍｏはモリブデンの質量含有率（質量％）を表し、Ｗはタングステンの質量含有率（質量％）を表す。この数式における「Ｍｏ＋０．５・Ｗ」は、モリブデン当量である。上記数式（II）を満たす高速度鋼では、モリブデン当量は２．５質量％以上８．５質量％以下である。モリブデン当量が２．５質量％以上である高速度鋼は、熱処理特性、強度及び耐摩耗性に優れる。この観点から、モリブデン当量は３．０質量％以上がより好ましく、３．７質量％以上が特に好ましい。モリブデン当量が８．５質量％以下である高速度鋼では、粗大な炭化物が析出しにくい。従ってこの高速度鋼は、靱性に優れる。この観点から、モリブデン当量は７．５質量％以下がより好ましく、６．８質量％以下が特に好ましい。
［バナジウム（Ｖ）及びニオブ（Ｎｂ）］
Ｖ及びＮｂは、焼入れ時の結晶粒の粗大化を抑制する。さらに、Ｖ又はＮｂを含有する高速度鋼では、焼戻し時に微細な炭化物又は窒化物が析出する。この炭化物及び窒化物は、高速度鋼の高温強度、軟化抵抗性及び耐摩耗性に寄与する。高速度鋼が、Ｖ及びＮｂの両方を含有してもよく、いずれか一方を含有してもよい。
Ｖ及びＮｂは、焼入れ時の結晶粒の粗大化を抑制する。さらに、Ｖ又はＮｂを含有する高速度鋼では、焼戻し時に微細な炭化物又は窒化物が析出する。この炭化物及び窒化物は、高速度鋼の高温強度、軟化抵抗性及び耐摩耗性に寄与する。高速度鋼が、Ｖ及びＮｂの両方を含有してもよく、いずれか一方を含有してもよい。
高速度鋼が下記数式（III)を満たすことが、好ましい。
０．５ ≦ Ｖ ＋ ０．５ ・ Ｎｂ ≦ ２．０ （III)
この数式において、Ｖはバナジウムの質量含有率（質量％）を表し、Ｎｂはニオブの質量含有率（質量％）を表す。この数式における「Ｖ＋０．５・Ｎｂ」は、バナジウム当量である。上記数式（III)を満たす高速度鋼では、バナジウム当量は０．５質量％以上２．０質量％以下である。バナジウム当量が０．５質量％以上である高速度鋼は、高温強度、軟化抵抗性及び耐摩耗性に優れる。この観点から、バナジウム当量は０．７質量％以上がより好ましく、０．８質量％以上が特に好ましい。バナジウム当量が２．０質量％以下である高速度鋼では、粗大な炭化物及び窒化物が析出しにくい。従ってこの高速度鋼は、靱性に優れる。この観点から、バナジウム当量は１．８質量％以下がより好ましく、１．６質量％以下が特に好ましい。
０．５ ≦ Ｖ ＋ ０．５ ・ Ｎｂ ≦ ２．０ （III)
この数式において、Ｖはバナジウムの質量含有率（質量％）を表し、Ｎｂはニオブの質量含有率（質量％）を表す。この数式における「Ｖ＋０．５・Ｎｂ」は、バナジウム当量である。上記数式（III)を満たす高速度鋼では、バナジウム当量は０．５質量％以上２．０質量％以下である。バナジウム当量が０．５質量％以上である高速度鋼は、高温強度、軟化抵抗性及び耐摩耗性に優れる。この観点から、バナジウム当量は０．７質量％以上がより好ましく、０．８質量％以上が特に好ましい。バナジウム当量が２．０質量％以下である高速度鋼では、粗大な炭化物及び窒化物が析出しにくい。従ってこの高速度鋼は、靱性に優れる。この観点から、バナジウム当量は１．８質量％以下がより好ましく、１．６質量％以下が特に好ましい。
［窒素（Ｎ）］
この高速度鋼は、前述の通り、不可避的不純物を含む。典型的な不可避的不純物は、Ｎである。Ｎは、炭化物及び窒化物の粗大化を招く。粗大な炭化物及び窒化物は、高速度鋼の靱性を阻害する。靱性の観点から、Ｎの含有量は３００ｐｐｍ以下が好ましく、２００ｐｐｍ以下が特に好ましい。Ｎは、Ｖ及びＮｂと結合し、炭化物及び窒化物の形成を促す役割も果たす。この観点から、Ｎの含有率は１００ｐｐｍ以上が好ましく、１４０ｐｐｍ以上が特に好ましい。
この高速度鋼は、前述の通り、不可避的不純物を含む。典型的な不可避的不純物は、Ｎである。Ｎは、炭化物及び窒化物の粗大化を招く。粗大な炭化物及び窒化物は、高速度鋼の靱性を阻害する。靱性の観点から、Ｎの含有量は３００ｐｐｍ以下が好ましく、２００ｐｐｍ以下が特に好ましい。Ｎは、Ｖ及びＮｂと結合し、炭化物及び窒化物の形成を促す役割も果たす。この観点から、Ｎの含有率は１００ｐｐｍ以上が好ましく、１４０ｐｐｍ以上が特に好ましい。
［酸素（Ｏ）］
典型的な他の不可避的不純物は、Ｏである。Ｏは、介在物（酸化物）の生成の原因となる。介在物は、破壊の基点となり得る。破壊の抑制の観点から、Ｏの含有量は３００ｐｐｍ以下が好ましく、２００ｐｐｍ以下が特に好ましい。微量の酸化物は、高速度鋼の耐摩耗性に寄与しうる。耐摩耗性の観点から、Ｏの含有率は１００ｐｐｍ以上が好ましく、１２０ｐｐｍ以上が特に好ましい。
典型的な他の不可避的不純物は、Ｏである。Ｏは、介在物（酸化物）の生成の原因となる。介在物は、破壊の基点となり得る。破壊の抑制の観点から、Ｏの含有量は３００ｐｐｍ以下が好ましく、２００ｐｐｍ以下が特に好ましい。微量の酸化物は、高速度鋼の耐摩耗性に寄与しうる。耐摩耗性の観点から、Ｏの含有率は１００ｐｐｍ以上が好ましく、１２０ｐｐｍ以上が特に好ましい。
［炭化物］
本発明に係る高速度鋼は、多数の炭化物を含む。炭化物として、Ｍ２３Ｃ６、Ｍ６Ｃ、Ｍ２Ｃ及びＭＣが例示される。ここでＭは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ及びＦｅのうちの１種又は２種以上である。炭化物の概念には、炭窒化物も含まれる。
本発明に係る高速度鋼は、多数の炭化物を含む。炭化物として、Ｍ２３Ｃ６、Ｍ６Ｃ、Ｍ２Ｃ及びＭＣが例示される。ここでＭは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ及びＦｅのうちの１種又は２種以上である。炭化物の概念には、炭窒化物も含まれる。
粗大な炭化物は破壊の基点となるので、粗大な炭化物は高速度鋼の靱性を阻害する。本発明者らが得た知見によれば、粗大でかつアスペクト比が大きな炭化物が特に、靱性を阻害する。アスペクト比が小さければ、サイズがある程度大きい炭化物であっても、靱性を大きく阻害することはない。
かかる知見に基づき、本発明者らは、下記数式（IV）を満たす高速度鋼が好ましいことを見いだした。
０．５ ≦ Ｎ２ ／ Ｎ１ （IV）
この数式（IV）においてＮ１は、断面組織に見られる、円相当径が１μｍ以上５μｍ以下である炭化物の数を表す。Ｎ２は、これらの炭化物のうち、アスペクト比が１．２未満であるものの数を表す。
０．５ ≦ Ｎ２ ／ Ｎ１ （IV）
この数式（IV）においてＮ１は、断面組織に見られる、円相当径が１μｍ以上５μｍ以下である炭化物の数を表す。Ｎ２は、これらの炭化物のうち、アスペクト比が１．２未満であるものの数を表す。
上記数式（IV）を満たす高速度鋼では、サイズが大きな炭化物の存在は、ある程度許容される。一方、サイズが大きくかつアスペクト比が大きい炭化物の、多量の存在は、許容されない。この数式（IV）を満たす高速度鋼では、破壊が発生しにくい。この高速度鋼は、靱性に優れる。
数Ｎ１及びＮ２のカウントでは、無作為に選定された１０の断面組織が、走査型電子顕微鏡によって撮影される。撮影の倍率は、１０，０００倍である。撮影によって得られた１０の画像において、円相当径が１μｍ以上５μｍ以下である炭化物の数Ｎ１が、画像処理によってカウントされる。同じ画像から、円相当径が１μｍ以上５μｍ以下であってかつアスペクト比が１．２未満である炭化物の数Ｎ２が、画像処理によってカウントされる。これらの数Ｎ１及びＮ２に基づき、比（Ｎ２／Ｎ１）が算出される。
円相当径は、図形の面積と同じ面積を有する真円の直径である。円相当径は、下記の数式によって算出されうる。
円相当径 ＝ （４ × 図形の面積／ π）０．５
円相当径 ＝ （４ × 図形の面積／ π）０．５
アスペクト比は、１つの炭化物における、短軸の長さに対する長軸の長さの比である。ここで長軸の長さは、当該炭化物の輪郭に対し外接する円の直径である。短軸の長さは、長軸と直交する方向における、当該炭化物の幅である。
靱性の観点から、比（Ｎ２／Ｎ１）は０．８以上が好ましい。換言すれば、高速度鋼が下記数式（Ｖ）を満たすことが好ましい。
０．８ ≦ Ｎ２ ／ Ｎ１ （Ｖ）
理想的な比（Ｎ２／Ｎ１）は、１．０である。
０．８ ≦ Ｎ２ ／ Ｎ１ （Ｖ）
理想的な比（Ｎ２／Ｎ１）は、１．０である。
この高速度鋼は、サイズが１μｍ以上である炭化物を含む。この高速度鋼は、均熱処理等の複雑な工程を経ることなく、得られうる。
［シャルピー衝撃値］
高速度鋼のシャルピー衝撃値は３９０Ｊ／ｃｍ２以上が好ましく、４１０Ｊ／ｃｍ２以上が特に好ましい。シャルピー衝撃値は、「ＪＩＳ Ｚ ２２４２」に準拠して測定される。
高速度鋼のシャルピー衝撃値は３９０Ｊ／ｃｍ２以上が好ましく、４１０Ｊ／ｃｍ２以上が特に好ましい。シャルピー衝撃値は、「ＪＩＳ Ｚ ２２４２」に準拠して測定される。
［粉末冶金法］
本発明に係る高速度鋼は、粉末冶金法によって得られうる。粉末冶金法ではまず、ガスアトマイズ法、水アトマイズ法、ディスクアトマイズ法、粉砕法等により、金属粉末が製作される。この金属粉末が高温雰囲気で加圧されて固化し、成形体が得られる。好ましい加圧方法として、熱間等方圧加圧法が挙げられる、熱間等方加圧法では、摂氏数百度から２０００度の高温下で、数十ＭＰａから２００ＭＰａの等方的な圧力で粉末が加圧される。好ましくは、加圧媒体として、アルゴンガス、ヘリウムガス等の不活性ガスが用いられる。不活性ガスの使用により、金属粉末の酸化が抑制される。この方法によって得られた高速度鋼には、一次炭化物が析出している。この一次炭化物に関して、数Ｎ１及びＮ２がカウントされる。
本発明に係る高速度鋼は、粉末冶金法によって得られうる。粉末冶金法ではまず、ガスアトマイズ法、水アトマイズ法、ディスクアトマイズ法、粉砕法等により、金属粉末が製作される。この金属粉末が高温雰囲気で加圧されて固化し、成形体が得られる。好ましい加圧方法として、熱間等方圧加圧法が挙げられる、熱間等方加圧法では、摂氏数百度から２０００度の高温下で、数十ＭＰａから２００ＭＰａの等方的な圧力で粉末が加圧される。好ましくは、加圧媒体として、アルゴンガス、ヘリウムガス等の不活性ガスが用いられる。不活性ガスの使用により、金属粉末の酸化が抑制される。この方法によって得られた高速度鋼には、一次炭化物が析出している。この一次炭化物に関して、数Ｎ１及びＮ２がカウントされる。
［溶製法］
本発明に係る高速度鋼は、溶製法によっても得られうる。溶製法では、成分調整された溶湯が鋳型に鋳込まれて、鋼塊が得られる。この鋼塊が、自由鍛造に供される。この自由鍛造では、鋼塊が金敷で加圧され、変形させられる。好ましくは、実体鍛錬と据え込み鍛錬とが、繰り返される。実体鍛錬では、鋼塊の断面積が縮小し、鋼塊の長さが増大する方向に、加圧がなされる。据え込み鍛錬では、鋼塊の断面積が増大し、鋼塊の長さが縮小する方向に、加圧がなされる。実体鍛錬と据え込み鍛錬との繰り返しにより、炭化物のアスペクト比が低減される。好ましくは、鍛錬率が４以上である実体鍛造と、鍛錬率が１／４以下である据え込み鍛錬とが実施される。実体鍛錬の鍛錬比と、据え込み鍛錬の鍛錬比との積は、２以上が好ましい。この方法によって得られた高速度鋼には、一次炭化物が析出している。この一次炭化物に関して、数Ｎ１及びＮ２がカウントされる。
本発明に係る高速度鋼は、溶製法によっても得られうる。溶製法では、成分調整された溶湯が鋳型に鋳込まれて、鋼塊が得られる。この鋼塊が、自由鍛造に供される。この自由鍛造では、鋼塊が金敷で加圧され、変形させられる。好ましくは、実体鍛錬と据え込み鍛錬とが、繰り返される。実体鍛錬では、鋼塊の断面積が縮小し、鋼塊の長さが増大する方向に、加圧がなされる。据え込み鍛錬では、鋼塊の断面積が増大し、鋼塊の長さが縮小する方向に、加圧がなされる。実体鍛錬と据え込み鍛錬との繰り返しにより、炭化物のアスペクト比が低減される。好ましくは、鍛錬率が４以上である実体鍛造と、鍛錬率が１／４以下である据え込み鍛錬とが実施される。実体鍛錬の鍛錬比と、据え込み鍛錬の鍛錬比との積は、２以上が好ましい。この方法によって得られた高速度鋼には、一次炭化物が析出している。この一次炭化物に関して、数Ｎ１及びＮ２がカウントされる。
以下、実施例によって本発明の効果が明らかにされるが、この実施例の記載に基づいて本発明が限定的に解釈されるべきではない。
［実施例１］
原料を真空誘電溶解炉にて溶融し、溶湯を得た。この溶湯を鋳型に鋳込み、円柱状の鋼塊を得た。この鋼塊の、直径は約１５０ｍｍであり、長さは約１５０ｍｍであった。この鋼塊に実体鍛錬及び据え込み鍛錬を繰り返し施して丸棒を得た。この丸棒の、直径は約３５ｍｍであり、長さは約６００ｍｍであった。この丸棒の組成が、下記の表１に示されている。
原料を真空誘電溶解炉にて溶融し、溶湯を得た。この溶湯を鋳型に鋳込み、円柱状の鋼塊を得た。この鋼塊の、直径は約１５０ｍｍであり、長さは約１５０ｍｍであった。この鋼塊に実体鍛錬及び据え込み鍛錬を繰り返し施して丸棒を得た。この丸棒の、直径は約３５ｍｍであり、長さは約６００ｍｍであった。この丸棒の組成が、下記の表１に示されている。
［実施例２－１５及び比較例１－５］
下記の表１に示される通りの組成とした他は実施例１と同様にして、丸棒を得た。
下記の表１に示される通りの組成とした他は実施例１と同様にして、丸棒を得た。
［実施例１６］
溶湯にアトマイズを施して、粉末を得た。この粉末にふるいで分級を施して、サイズが８５０μｍを超える粒子を除去した。この粉末を、円筒状のスチール缶に充填した。このスチール缶に真空脱気を施し、さらにこのスチール缶を密閉した。アルゴンガス雰囲気にて、圧力が２００ＭＰａであり温度が９５０℃である条件で、熱間等方加圧を行って、成形体を得た。この成形体にターニングを施し、さらに自由鍛造（実体鍛錬）を施して、丸棒を得た。この丸棒の、直径は約３５ｍｍであり、長さは約６００ｍｍであった。この丸棒の組成が、下記の表２に示されている。
溶湯にアトマイズを施して、粉末を得た。この粉末にふるいで分級を施して、サイズが８５０μｍを超える粒子を除去した。この粉末を、円筒状のスチール缶に充填した。このスチール缶に真空脱気を施し、さらにこのスチール缶を密閉した。アルゴンガス雰囲気にて、圧力が２００ＭＰａであり温度が９５０℃である条件で、熱間等方加圧を行って、成形体を得た。この成形体にターニングを施し、さらに自由鍛造（実体鍛錬）を施して、丸棒を得た。この丸棒の、直径は約３５ｍｍであり、長さは約６００ｍｍであった。この丸棒の組成が、下記の表２に示されている。
［実施例１７－２５］
下記の表２に示される通りの組成とした他は実施例１６と同様にして、丸棒を得た。
下記の表２に示される通りの組成とした他は実施例１６と同様にして、丸棒を得た。
［比（Ｎ２／Ｎ１）］
丸棒の軸方向と直交する１０の断面において、組織を走査型電子顕微鏡によって撮影した。倍率は、１０，０００倍であった。画像処理により、円相当径が１μｍ以上５μｍ以下である炭化物の数Ｎ１をカウントした。さらに、これらの炭化物の中で、アスペクト比が１．２未満であるものの数Ｎ２を、画像処理によってカウントした。そして、比（Ｎ２／Ｎ１）を算出した。この結果が、下記の表３及び４に示されている。
丸棒の軸方向と直交する１０の断面において、組織を走査型電子顕微鏡によって撮影した。倍率は、１０，０００倍であった。画像処理により、円相当径が１μｍ以上５μｍ以下である炭化物の数Ｎ１をカウントした。さらに、これらの炭化物の中で、アスペクト比が１．２未満であるものの数Ｎ２を、画像処理によってカウントした。そして、比（Ｎ２／Ｎ１）を算出した。この結果が、下記の表３及び４に示されている。
［靱性］
丸棒から試験片を切り出した。この試験片は、１０Ｒのノッチを有する。この試験片に１１００℃の焼入れを１回施し、さらに４５０－６００℃の焼戻しを２回施した。ロックウェル硬さが５６－５７ＨＲＣとなるよう、焼戻し温度を調整した。この熱処理により、試験片に二次炭化物が生成した。この試験片に、前述されたシャルピー衝撃試験を施して、衝撃値を測定した。この結果が、下記の表３及び４に示されている。これらの表には、「ＪＩＳ Ｇ ０２０２（２０１３）」の規定に準拠してロックウェル硬度計（Ｃスケール）にて測定された硬さ（ＨＲＣ）も、示されている。
丸棒から試験片を切り出した。この試験片は、１０Ｒのノッチを有する。この試験片に１１００℃の焼入れを１回施し、さらに４５０－６００℃の焼戻しを２回施した。ロックウェル硬さが５６－５７ＨＲＣとなるよう、焼戻し温度を調整した。この熱処理により、試験片に二次炭化物が生成した。この試験片に、前述されたシャルピー衝撃試験を施して、衝撃値を測定した。この結果が、下記の表３及び４に示されている。これらの表には、「ＪＩＳ Ｇ ０２０２（２０１３）」の規定に準拠してロックウェル硬度計（Ｃスケール）にて測定された硬さ（ＨＲＣ）も、示されている。
［耐摩耗性］
丸棒から試験片を切り出した。この試験片は、縦が２０ｍｍであり、横が２０ｍｍであり、高さが５ｍｍであるサイズを有する。この試験片に１１００℃の焼入れを１回施し、さらに４５０－６００℃の焼戻しを２回施した。ロックウェル硬さが５６－５７ＨＲＣとなるよう、焼戻し温度を調整した。この熱処理により、試験片に二次炭化物が生成した。この試験片に、下記の条件で摩耗試験を施した。
試験器：株式会社東京試験機の「ＯＡＴ－Ｕ」
リング：ＳＣＭ４２０
摩耗距離：２００ｍ
最終荷重：６１．８Ｎ
得られた比摩耗量が、下記の表３及び４に示されている。
丸棒から試験片を切り出した。この試験片は、縦が２０ｍｍであり、横が２０ｍｍであり、高さが５ｍｍであるサイズを有する。この試験片に１１００℃の焼入れを１回施し、さらに４５０－６００℃の焼戻しを２回施した。ロックウェル硬さが５６－５７ＨＲＣとなるよう、焼戻し温度を調整した。この熱処理により、試験片に二次炭化物が生成した。この試験片に、下記の条件で摩耗試験を施した。
試験器：株式会社東京試験機の「ＯＡＴ－Ｕ」
リング：ＳＣＭ４２０
摩耗距離：２００ｍ
最終荷重：６１．８Ｎ
得られた比摩耗量が、下記の表３及び４に示されている。
［総合評価］
下記の基準に基づき、各丸棒を格付けした。
Ｓ：衝撃値が４１０以上であり、比摩耗量が０．０２以下である。
Ａ：衝撃値が４１０以上であり、比摩耗量が０．０２より大きく０．１以下である。
Ｂ：衝撃値が４１０以上であり、比摩耗量が０．１より大きい。
Ｃ：衝撃値が３９０以上４１０未満であり、比摩耗量が０．１より大きい。
Ｆ：衝撃値が３９０未満であり、比摩耗量が０．１より大きい。
この結果が、下記の表３及び４に示されている。
下記の基準に基づき、各丸棒を格付けした。
Ｓ：衝撃値が４１０以上であり、比摩耗量が０．０２以下である。
Ａ：衝撃値が４１０以上であり、比摩耗量が０．０２より大きく０．１以下である。
Ｂ：衝撃値が４１０以上であり、比摩耗量が０．１より大きい。
Ｃ：衝撃値が３９０以上４１０未満であり、比摩耗量が０．１より大きい。
Ｆ：衝撃値が３９０未満であり、比摩耗量が０．１より大きい。
この結果が、下記の表３及び４に示されている。
表３及び４に示されるように、各実施例の高速度鋼は、全ての評価項目において優れている。以上の評価結果から、本発明の優位性は明らかである。
本発明に係る高速度鋼は、口金、パンチ、手工具、機械工具、刃物、金型等の、種々の用途に用いられうる。
Claims (4)
- （１）０．３０質量％以上０．８０質量％以下のＣ
（２）０．０１質量％以上１．０質量％以下のＳｉ
（３）０．０１質量％以上１．０質量％以下のＭｎ
（４）Ｃｒ
（５）Ｍｏ及び／又はＷ
並びに
（６）Ｖ及び／又はＮｂ
を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物であり、
下記数式（Ｉ）から（IV）を満たす高速度鋼。
７．３ ≦ Ｃｒ ／ Ｃ ≦ ２０ （Ｉ）
３．７ ≦ Ｍｏ ＋ ０．５ ・ Ｗ ≦ ８．５ （II）
０．５ ≦ Ｖ ＋ ０．５ ・ Ｎｂ ≦ ２．０ （III)
０．５ ≦ Ｎ２ ／ Ｎ１ （IV）
（これらの数式において、Ｃｒ、Ｃ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ及びＮｂは、それぞれの元素の質量含有率を表し、
Ｎ１は、断面組織に見られる、円相当径が１μｍ以上５μｍ以下である炭化物の数を表し、
Ｎ２は、この断面組織に見られる、円相当径が１μｍ以上５μｍ以下であってかつアスペクト比が１．２未満である炭化物の数を表す。） - 下記数式（Ｖ）を満たす請求項１に記載の高速度鋼。
０．８ ≦ Ｎ２ ／ Ｎ１ （Ｖ） - 上記不可避的不純物としてＮを含んでおり、このＮの含有量が１００ｐｐｍ以上である請求項１又は２に記載の高速度鋼。
- 上記不可避的不純物としてＯを含んでおり、このＯの含有量が１００ｐｐｍ以上である請求項１から３のいずれかに記載の高速度鋼。
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