JPH01159349A - 低合金高速度工具鋼およびその製造方法 - Google Patents
低合金高速度工具鋼およびその製造方法Info
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- JPH01159349A JPH01159349A JP7731088A JP7731088A JPH01159349A JP H01159349 A JPH01159349 A JP H01159349A JP 7731088 A JP7731088 A JP 7731088A JP 7731088 A JP7731088 A JP 7731088A JP H01159349 A JPH01159349 A JP H01159349A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、圧造工具などに使用される塑性加工用の低合
金高速度工具鋼に関するものである。
金高速度工具鋼に関するものである。
一般に圧造工具など塑性加工用高速度工具鋼には次のよ
うな特性が要求される。
うな特性が要求される。
（１）耐摩耗性の面からＨＲＣ６０以上の高い焼もどし
硬さが得られること。
硬さが得られること。
（２）耐衝撃性の面から、優れた機械的破壊強さを有す
ること。
ること。
これらの要求特性に対して特公昭４２−２０６１９号、
特公昭５０−１０８０８号、特公昭５５−４９１４８号
、特公昭５７−２４０６３号、特公昭６２−８５０３号
など低合金高速度工具鋼の改良が行なわれてきた。
特公昭５０−１０８０８号、特公昭５５−４９１４８号
、特公昭５７−２４０６３号、特公昭６２−８５０３号
など低合金高速度工具鋼の改良が行なわれてきた。
しかしながら最近、被加工材の難加工化に伴い。
より高い耐摩耗性が工具に要求され、焼もどし後の硬さ
がＨＲＣ６０程度では不足で、１（ＲＣ６２〜６４が必
要となってきている。しかも塑性加工用工具では十分な
靭性も必要であるので、１ＩＲｃ６２〜６４で高い靭性
を有する材質を開発する必要性が高くなった。従来の低
合金高速度工具鋼に関する公知例では、熱処理後ＨＲＣ
６２以上の硬さが得られるものは限られており、また仮
に高硬度を有していても靭性不足により耐衝撃性が不十
分であった。
がＨＲＣ６０程度では不足で、１（ＲＣ６２〜６４が必
要となってきている。しかも塑性加工用工具では十分な
靭性も必要であるので、１ＩＲｃ６２〜６４で高い靭性
を有する材質を開発する必要性が高くなった。従来の低
合金高速度工具鋼に関する公知例では、熱処理後ＨＲＣ
６２以上の硬さが得られるものは限られており、また仮
に高硬度を有していても靭性不足により耐衝撃性が不十
分であった。
本発明はかかる点に鑑み、圧造工具用の特性を十分に満
足させるため、さらに優れた耐摩耗性。
足させるため、さらに優れた耐摩耗性。
耐衝撃性を兼ね備えた低合金高速度工具鋼を提供するも
のである。
のである。
本発明鋼は、熱処理後安定してＨＲＣ６２〜６４の硬さ
が得られ、優れた耐摩耗性を有することを１つの特徴と
する。一般に低合金高速度工具鋼は合金量が低いため、
経済的ではあるが、焼もどし後、あまり高硬度が得られ
ない。本発明では、従来の低合金高速度工具鋼よりＣ，
Ｓｉ量を増やし鋼の基地（マトリックス）の硬さを高め
ている。
が得られ、優れた耐摩耗性を有することを１つの特徴と
する。一般に低合金高速度工具鋼は合金量が低いため、
経済的ではあるが、焼もどし後、あまり高硬度が得られ
ない。本発明では、従来の低合金高速度工具鋼よりＣ，
Ｓｉ量を増やし鋼の基地（マトリックス）の硬さを高め
ている。
本発明鋼は同時に高靭性を有し、耐衝撃性が優れている
ことを特徴とする。一般に工具鋼においては硬さと靭性
とは相反した性質を持っており、硬さの高いものは靭性
が低くなる相互関係にある。
ことを特徴とする。一般に工具鋼においては硬さと靭性
とは相反した性質を持っており、硬さの高いものは靭性
が低くなる相互関係にある。
加えて靭性をさらに阻害する原因の一つにミクロ組織上
の要因として、 （１）炭化物の縞状偏析、 （２） １０μｍ以上の巨大炭化物。
の要因として、 （１）炭化物の縞状偏析、 （２） １０μｍ以上の巨大炭化物。
（３）粗大なオーステナイト結晶粒。
（４）非金屈介在物の偏析。
等が考えられる。本発明ではかかる問題点を解決すべく
靭性を阻害するミクロ組織要因を化学成分あるいは製造
上できるだけ排除し、）Ｉ＋？（：６２〜６４の硬さ領
域で優れた耐衝撃性を有する新規な低合金高速度鋼を提
供するものである。
靭性を阻害するミクロ組織要因を化学成分あるいは製造
上できるだけ排除し、）Ｉ＋？（：６２〜６４の硬さ領
域で優れた耐衝撃性を有する新規な低合金高速度鋼を提
供するものである。
以下、本発明の成分限定理由について説明する。
Ｃ： ０．７〜０．８５％
ＣはＣｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂなどの炭化物形成元素と
結合して、硬い複炭化物を生成し、工具として必要な耐
摩耗性の向上に著しく効果があり、また一部基地中に固
溶して基地を強化する。０．７％未満では焼もどし硬さ
が低下し、０．８５％を越えると靭性が低下するために
Ｃは０．７〜０．８５％とした。
結合して、硬い複炭化物を生成し、工具として必要な耐
摩耗性の向上に著しく効果があり、また一部基地中に固
溶して基地を強化する。０．７％未満では焼もどし硬さ
が低下し、０．８５％を越えると靭性が低下するために
Ｃは０．７〜０．８５％とした。
Ｓｉ：０．８〜２．２％
Ｃ含有量が低く、かつＷ、Ｍｏ−Ｖ等の炭化物形成元素
含有量が低い低合金高速度工具鋼では、Ｗ、Ｍｏ、Ｖに
よる２次硬化があまり期待できないので、高い焼もどし
硬さと軟化抵抗を得るためには必須の元素である。ＳＬ
は基地中に固溶し、固溶強化により基地の硬さを高める
効果がある。
含有量が低い低合金高速度工具鋼では、Ｗ、Ｍｏ、Ｖに
よる２次硬化があまり期待できないので、高い焼もどし
硬さと軟化抵抗を得るためには必須の元素である。ＳＬ
は基地中に固溶し、固溶強化により基地の硬さを高める
効果がある。
０．８％未満では焼もどし硬さを上げる効果が不十分で
、 ２．２％以上添加すると靭性が阻害されるので上限
は２．２フとし、望ましくは安定した硬さを確保するた
めに１．２〜２．２％、さらに望ましくは、より安定し
た硬さおよび靭性を確保するために１．６〜２．０％と
した。
、 ２．２％以上添加すると靭性が阻害されるので上限
は２．２フとし、望ましくは安定した硬さを確保するた
めに１．２〜２．２％、さらに望ましくは、より安定し
た硬さおよび靭性を確保するために１．６〜２．０％と
した。
Ｍｎ：０．６％以下
Ｍｎは主に脱酸剤として添加される元素で上限を０．６
％とした。
％とした。
Ｃｒ ： ３．０−５．０％
Ｃｒは焼入性と耐摩耗性の向上に有効な元素であるが、
５．０％を越えると炭化物の縞状偏析や巨大炭化物の生
成を助長し、靭性を低下させるので５．０％以下とする
。また３、０％未満では焼入性が不足するので下限は３
．０％とした。
５．０％を越えると炭化物の縞状偏析や巨大炭化物の生
成を助長し、靭性を低下させるので５．０％以下とする
。また３、０％未満では焼入性が不足するので下限は３
．０％とした。
Ｗ＋２Ｍｏ ： ５．０−１０．０％
Ｗと２倍量のＭｏは共にＣと結合して複炭化物を形成し
、耐摩耗性を向上させる有効な元素であるが、同時に炭
化物の縞状偏析や巨大炭化物の生成を助長し、靭性を阻
害する元素でもある。硬さと靭性とのバランスやＷ、Ｍ
ｏが高価な元素であることから、Ｗ＋２Ｍｏは５．０−
１０．０％とした。
、耐摩耗性を向上させる有効な元素であるが、同時に炭
化物の縞状偏析や巨大炭化物の生成を助長し、靭性を阻
害する元素でもある。硬さと靭性とのバランスやＷ、Ｍ
ｏが高価な元素であることから、Ｗ＋２Ｍｏは５．０−
１０．０％とした。
Ｖ ： Ｏ，Ｓ〜１．５％
ＶはＣと結合して高硬度の炭化物を形成して耐摩耗性を
増し、また基地に固溶して２次硬化性を増大する元素で
あるため、０．５％以上は必要であるが、１．５％を越
えると巨大炭化物が発生し、かつそれが縞状に偏析して
靭性を阻害するので上限を１．５％以下とした。さらに
望ましくは、安定した耐摩耗性を確保するために１．２
−１．５％がよい。
増し、また基地に固溶して２次硬化性を増大する元素で
あるため、０．５％以上は必要であるが、１．５％を越
えると巨大炭化物が発生し、かつそれが縞状に偏析して
靭性を阻害するので上限を１．５％以下とした。さらに
望ましくは、安定した耐摩耗性を確保するために１．２
−１．５％がよい。
Ｎｂ ： ０．１〜１．０％
Ｎｂは本発明では高靭性を得るために必須の元素である
。
。
ＮｂはＶと同じようにＣと結合しやすく硬い炭化物をつ
くり、耐摩耗性を向上させる。また結晶粒を微細化し、
靭性を向上させるのに有効な元素である。０．１％未満
では、Ｎｂ添加の効果が小さいので０．１％以上添加す
る。１．０％を越えると炭化物が縞状に偏析し靭性を阻
害するので上限を１．０％とした。
くり、耐摩耗性を向上させる。また結晶粒を微細化し、
靭性を向上させるのに有効な元素である。０．１％未満
では、Ｎｂ添加の効果が小さいので０．１％以上添加す
る。１．０％を越えると炭化物が縞状に偏析し靭性を阻
害するので上限を１．０％とした。
Ｃｏ：８．０％以下
本発明鋼において、望ましくはＣｏを添加する。
Ｃｏは基地に固溶し、耐熱強度を高める元素であり、高
速摩耗領域での耐摩耗性改善に効果がある。しかし、高
価な元素であることから上限を８．０％以下とした。
速摩耗領域での耐摩耗性改善に効果がある。しかし、高
価な元素であることから上限を８．０％以下とした。
’ ＡＬ Ｌａ、 Ｃｅ、 Ｙ ： ０．０２−０．
２’ＩＡ１、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙの一種または二種以上を組
合せて添加すると粗大なＶを主体としたＭＣ型炭化物を
微細化ならしめ、靭性を向上させるのに効果がある。０
．０２％より少ないとこれらの効果が少なく、０．２ｚ
を越えると炭化物微細化の効果に影響を及ぼすので、
０．０２〜０．２テとした。
２’ＩＡ１、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙの一種または二種以上を組
合せて添加すると粗大なＶを主体としたＭＣ型炭化物を
微細化ならしめ、靭性を向上させるのに効果がある。０
．０２％より少ないとこれらの効果が少なく、０．２ｚ
を越えると炭化物微細化の効果に影響を及ぼすので、
０．０２〜０．２テとした。
ＴｉＳ２．０２％
Ｔｉは、ｉ同時に高温でＮ、Ｃと結合し、ＴｉＮ、Ｔｉ
Ｃを形成する。これらは、ＶＣ炭化物の晶出核となりや
すい性質を有するため、ＶＣ炭化物を高温で晶出せしめ
、上記のＡ］、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙの添加による効果を損な
う。そのため、上限を０．０２％とした。
Ｃを形成する。これらは、ＶＣ炭化物の晶出核となりや
すい性質を有するため、ＶＣ炭化物を高温で晶出せしめ
、上記のＡ］、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙの添加による効果を損な
う。そのため、上限を０．０２％とした。
Ｎ量０．００６％
Ｎは本発明鋼の不純物である。Ｎ量が、０．００６％を
越えるとＡ１、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙの添加による効果を損な
うために、上限を０．００６％とした。
越えるとＡ１、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙの添加による効果を損な
うために、上限を０．００６％とした。
Ｎ量０．００４％、０≦４０ｐｐｍ
Ｓ、Ｏも本発明鋼の不純物であり、こわらはＡ１．Ｌａ
、Ｃｅ、Ｙと結合力が強く、これらの添加による効果を
損なうだけでなく、Ｌａ、Ｃｅ、 Ｙと結合して鋼中に
介在物としてとどまり、製品の靭性を下げるため、Ｎ量
０．００４％、Ｏ≦４０ｐｐｍに規制した。
、Ｃｅ、Ｙと結合力が強く、これらの添加による効果を
損なうだけでなく、Ｌａ、Ｃｅ、 Ｙと結合して鋼中に
介在物としてとどまり、製品の靭性を下げるため、Ｎ量
０．００４％、Ｏ≦４０ｐｐｍに規制した。
本発明鋼の製造に当っては５、儂祈を改善し靭性、を−
高める目的で、分塊前−後いずれかの段階におい一℃鋼
塊または鋼材の拡散熱処理を行なう。高速度工具鋼の炭
化物はＣｒｌＭｏ、Ｗ、■の炭窒化物を主体としており
、拡散熱処理を行なうことにより、非平衡炭化物を分解
し平衡炭化物にする。また、それに伴い炭化物の球状化
、縞状偏析の軽減などが進み靭性を向上させる。拡散熱
処理温度は。
高める目的で、分塊前−後いずれかの段階におい一℃鋼
塊または鋼材の拡散熱処理を行なう。高速度工具鋼の炭
化物はＣｒｌＭｏ、Ｗ、■の炭窒化物を主体としており
、拡散熱処理を行なうことにより、非平衡炭化物を分解
し平衡炭化物にする。また、それに伴い炭化物の球状化
、縞状偏析の軽減などが進み靭性を向上させる。拡散熱
処理温度は。
１１５０℃未満だと十分な元素の拡散、均質化が行なわ
れないため１１５０℃とした。１１９０℃を越えると一
部炭化物が溶融し始めるため上限を１１９０℃とした。
れないため１１５０℃とした。１１９０℃を越えると一
部炭化物が溶融し始めるため上限を１１９０℃とした。
（実施例１）
以下、本発明を実施例により説明する。
第１表に示す組成の鋼を小鋼塊にて試作した。
鋳造の後鋼塊を１１７０℃Ｘ２０１１で拡散熱処理を行
ない、その後に鍛造して断面が１８ｍ＋×１８１１Ｉ１
１の鋼材に仕上げた。これらの試料につき、第２表に示
す熱処理条件で焼入、焼もどしを行なって、各種の機械
的性質を調べた。焼もどし硬さ、大越式迅速摩耗試験、
シャルピー衝撃試験の結果を第２表に示す。試料Ｎｏ、
１−Ｎｏ、３は従来鋼の値、試料Ｎｏ、７−Ｎｏ、１０
は比較鋼の値である。
ない、その後に鍛造して断面が１８ｍ＋×１８１１Ｉ１
１の鋼材に仕上げた。これらの試料につき、第２表に示
す熱処理条件で焼入、焼もどしを行なって、各種の機械
的性質を調べた。焼もどし硬さ、大越式迅速摩耗試験、
シャルピー衝撃試験の結果を第２表に示す。試料Ｎｏ、
１−Ｎｏ、３は従来鋼の値、試料Ｎｏ、７−Ｎｏ、１０
は比較鋼の値である。
本発明鋼に比較して従来鋼１は靭性がやや低く、従来鋼
２は目標とする硬さが不十分であり、従来鋼３（ＳＫＨ
９）は高硬度であるが、靭性が著しく低下する。
２は目標とする硬さが不十分であり、従来鋼３（ＳＫＨ
９）は高硬度であるが、靭性が著しく低下する。
本発明鋼は、Ｓｉ含有量が多いことを特徴の１つとする
が、Ｎｏ、７のようにＳｉ量が低い場合は焼もどし硬さ
が低い。またＮＯ６８のようにＳＬを過度に添加すると
靭性が低下する。
が、Ｎｏ、７のようにＳｉ量が低い場合は焼もどし硬さ
が低い。またＮＯ６８のようにＳＬを過度に添加すると
靭性が低下する。
第２表
本発明鋼は同時にＮｂの微量添加を特徴とする。
Ｎｏ、９またはＮｏ、１０のようにＮｂ無添加鋼では、
靭性が低くなる。Ｎｏ、１１〜Ｎｏ、２８は本発明鋼の
特許請求の範囲の化学成分である。Ｎ ｏ 、 １１．
Ｎ ｏ 、 １２、Ｎｏ、１３はそれぞれ特許請求の
範囲の第１項、第２項、第３項に相当する化学成分であ
るが、第２表より明らかなようにＳｉ含有量が多くなる
につれ、焼もどし硬さ、耐摩耗性が向上し、靭性も十分
大きい。Ｎｏ、１４、Ｎｏ、１５、Ｎｏ、１６はＶ量を
低めに添加した鋼である。これらはＮｏ、１３（特許請
求の範囲の第３項の化学成分に相当）に比べ耐摩耗性は
やや低いが、靭性が大きくなっている。
靭性が低くなる。Ｎｏ、１１〜Ｎｏ、２８は本発明鋼の
特許請求の範囲の化学成分である。Ｎ ｏ 、 １１．
Ｎ ｏ 、 １２、Ｎｏ、１３はそれぞれ特許請求の
範囲の第１項、第２項、第３項に相当する化学成分であ
るが、第２表より明らかなようにＳｉ含有量が多くなる
につれ、焼もどし硬さ、耐摩耗性が向上し、靭性も十分
大きい。Ｎｏ、１４、Ｎｏ、１５、Ｎｏ、１６はＶ量を
低めに添加した鋼である。これらはＮｏ、１３（特許請
求の範囲の第３項の化学成分に相当）に比べ耐摩耗性は
やや低いが、靭性が大きくなっている。
Ｎｏ、１７、Ｎｏ、１８は本特許請求の範囲内でＷ当量
を低く抑えた化学成分であり、靭性が高いものである。
を低く抑えた化学成分であり、靭性が高いものである。
Ｎｏ、１９、Ｎｏ、２０はＣＯを添加した例であるが
、第２表のようにＣｏを添加することにより耐摩耗性が
大きく向上する。
、第２表のようにＣｏを添加することにより耐摩耗性が
大きく向上する。
Ｎｏ、２１はｃｏを添加し、さらにＬａ、Ｃｅを添加し
た例であるが、耐摩耗性、靭性ともにＬａ、Ｃｅを添加
しないＮｏ、１９に比べ向上する。Ｎｏ、２２〜Ｎｏ。
た例であるが、耐摩耗性、靭性ともにＬａ、Ｃｅを添加
しないＮｏ、１９に比べ向上する。Ｎｏ、２２〜Ｎｏ。
２、特許請求の範囲第１項ないし第３項に相当する化学
成分にＬａ、 Ｃｅ、 Ａｎ、Ｙを添加した例であるが
、いずれも耐摩耗性、靭性ともに大きく向上する。
成分にＬａ、 Ｃｅ、 Ａｎ、Ｙを添加した例であるが
、いずれも耐摩耗性、靭性ともに大きく向上する。
本発明鋼はいずれも、靭性が比較鋼と同等以上でありな
がら、耐摩耗性が比較鋼より大きいことが特徴である。
がら、耐摩耗性が比較鋼より大きいことが特徴である。
（実施例２）
第３表は、実際に本発明鋼を実用鋼塊で試作した際の化
学組成および比較に用いた鋼種の化学組成を掲げる。
学組成および比較に用いた鋼種の化学組成を掲げる。
本発明鋼は高周波炉で溶解し、実用鋼塊に鋳込んだ後、
ハンマーで断面が１００ｍｍ Ｘ １００ｍｍとなるよ
うに鍛造した。鍛造前に１１７０℃Ｘｌ０）ｌの拡散熱
処理処理を行なった。鍛造後圧延を行ない、直径２０箇
に仕上げた。
ハンマーで断面が１００ｍｍ Ｘ １００ｍｍとなるよ
うに鍛造した。鍛造前に１１７０℃Ｘｌ０）ｌの拡散熱
処理処理を行なった。鍛造後圧延を行ない、直径２０箇
に仕上げた。
また製造上での拡散熱処理の効果を調べるために、鍛造
前に拡散熱処理を行なわないで製造したものを比較鋼と
して供した。
前に拡散熱処理を行なわないで製造したものを比較鋼と
して供した。
第１図は、本発明鋼と他鋼種のＨＲＣ６２以上でシャル
ピー衝撃値を比較したものであるが、図のようにこの硬
さ領域で本発明鋼の耐衝撃性が優れているのがわかる。
ピー衝撃値を比較したものであるが、図のようにこの硬
さ領域で本発明鋼の耐衝撃性が優れているのがわかる。
また、拡散熱処理を行なうことにより、耐衝撃性が向上
する。
する。
第２図は本発明鋼と他鋼種の耐摩耗性を比較したもので
あるが、同−硬さレベルで比較した場合、他鋼種に比べ
本発明鋼の耐摩耗性は優れている。
あるが、同−硬さレベルで比較した場合、他鋼種に比べ
本発明鋼の耐摩耗性は優れている。
以上説明したように本発明鋼は、熱処理後ＨＲＣ６２〜
６４の硬さが安定して得られ、耐摩耗性に優れ、かつ高
靭性を有するため、圧造工具の寿命の大幅な向上が達成
できる。
６４の硬さが安定して得られ、耐摩耗性に優れ、かつ高
靭性を有するため、圧造工具の寿命の大幅な向上が達成
できる。
第１図は、ＨＲＣ６２以上における本発明合金と比較合
金との衝撃値を比較したグラフ、第２図は本発明合金と
比較合金との耐摩耗性を比較したグラフである。
金との衝撃値を比較したグラフ、第２図は本発明合金と
比較合金との耐摩耗性を比較したグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％でＣ０．７〜０．８５％、Ｓｉ０．８〜２．
２％、Ｍｎ０．６％以下、Ｃｒ３．０〜５．０％、Ｗ３
．０％以下、Ｍｏ１．０〜５．０％（ただしＷ＋２Ｍｏ
５〜１０％、Ｖ０．５〜１．５％、Ｎｂ０．１〜１．０
％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物元素からなることを
特徴とする低合金高速度工具鋼。 ２ 重量％でＳｉ１．２〜２．２％を含有する特許請求
の範囲第１項に記載の低合金高速度工具鋼。 ３ 重量％でＳｉ１．６〜２．０％、Ｖ１．２〜１．５
％を含有する特許請求の範囲第１項に記載の低合金高速
度工具鋼。 ４ 重量％でＣ０．７〜０．８５％、Ｓｉ０．８〜２．
２％、Ｍｎ０．６％以下、Ｃｒ３．０〜５．０％、Ｗ３
．０％以下、Ｍｏ１．０〜５．０％（ただしＷ＋２Ｍｏ
５〜１０５）、Ｖ０．５〜１．５％、Ｎｂ０．１〜１．
０％、Ｃｏ８％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物元
素からなることを特徴とする低合金高速度工具鋼。 ５ 重量％でＳｉ１．２〜２．２％を含有する特許請求
の範囲第４項に記載の低合金高速度工具鋼。 ６ 重量％でＳｉ１．６〜２．０％、Ｖ１．２〜１．５
％を含有する特許請求の範囲第４項に記載の低合金高速
度工具鋼。 ７ 重量％でＣ０．７〜０．８５％、Ｓｉ０．８〜２．
２％、Ｍｎ０．６％以下、Ｃｒ３．０〜５．０％、Ｗ３
．０％以下、Ｍｏ１．０〜５．０％（ただしＷ＋２Ｍｏ
５〜１０％）、Ｖ０．５〜１．５％を含み、さらにＡｌ
、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙの一種または二種以上を０．０２〜０
．２％含み、残部Ｆｅおよび不純物元素からなり、Ｔｉ
≦０．０２％、Ｎ≦０．００６％、Ｓ≦０．００４％、
０≦４０ｐｐｍに規制したことを特徴とする低合金高速
度工具鋼。 ８ 重量％でＳｉ１．２〜２．２％を含有する特許請求
の範囲第７項に記載の低合金高速度工具鋼。 ９ 重量％でＳｉ１．６〜２．０％、Ｖ１．２〜１．５
％を含有する特許請求の範囲第７項に記載の低合金高速
度工具鋼。 １０ 重量％でＣ０．７〜０．８５％、Ｓｉ０．８〜２
．２％、Ｍｎ０．６％以下、Ｃｒ３．０〜５．０％、Ｗ
３．０％以下、Ｍｏ１．０〜５．０％（ただしＷ＋２Ｍ
ｏ５〜１０％）、Ｖ０．５〜１．５％、Ｃｏ８％以下を
含み、さらにＡｌ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙの一種または二種以
上を０．０２〜０．２％含み、残部Ｆｅおよび不純物元
素からなり、Ｔｉ≦０．０２％、Ｎ≦０．００６％、Ｓ
≦０．００４％、Ｏ≦４０ｐｐｍに規制したことを特徴
とする低合金高速度工具鋼。 １１ 重量％でＳｉ１．２〜２．２％を含有する特許請
求の範囲第９項に記載の低合金高速度工具鋼。 １２ 重量％でＳｉ１．６〜２．０％、Ｖ１．２〜１．
５％を含有する特許請求の範囲第９項に記載の低合金高
速度工具鋼。 １３ 鋼塊を熱間加工する前後いずれかの段階において
、１１５０〜１１９０℃で５〜４０時間加熱保持して拡
散熱処理することを特徴とする特許請求の範囲第１項な
いし第１１項記載のいずれか１項に記載の低合金高速度
工具鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63077310A JPH07116550B2 (ja) | 1987-09-24 | 1988-03-30 | 低合金高速度工具鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23942687 | 1987-09-24 | ||
| JP62-239426 | 1987-09-24 | ||
| JP63077310A JPH07116550B2 (ja) | 1987-09-24 | 1988-03-30 | 低合金高速度工具鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01159349A true JPH01159349A (ja) | 1989-06-22 |
| JPH07116550B2 JPH07116550B2 (ja) | 1995-12-13 |
Family
ID=26418410
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63077310A Expired - Fee Related JPH07116550B2 (ja) | 1987-09-24 | 1988-03-30 | 低合金高速度工具鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07116550B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100331962B1 (ko) * | 1996-05-08 | 2002-11-27 | 기아특수강 주식회사 | 마크로·마이크로응고조직을개선한고청정공구강의제조방법 |
| JP2009534536A (ja) * | 2006-04-24 | 2009-09-24 | ビラレス メタルズ ソシエダッド アノニマ | 鋸刃用高速度鋼 |
| US8168009B2 (en) * | 2006-08-28 | 2012-05-01 | Rafael Agnelli Mesquita | Hard alloys with dry composition |
| EP2570507A1 (en) | 2011-09-19 | 2013-03-20 | Sandvik Intellectual Property AB | A method for producing high speed steel |
| CN104328346A (zh) * | 2014-11-08 | 2015-02-04 | 江苏天舜金属材料集团有限公司 | 一种耐磨抗冲击型桩基钢护筒的加工工艺 |
| JP2016060961A (ja) * | 2014-09-22 | 2016-04-25 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 高い靭性と軟化抵抗性を有する高速度工具鋼 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPS5010808A (ja) * | 1973-05-19 | 1975-02-04 | ||
| JPS5168421A (ja) * | 1974-12-10 | 1976-06-14 | Michio Takeda | Reikanatsuzokogukeiseizairyoyotokushuko |
| JPS58174555A (ja) * | 1982-04-02 | 1983-10-13 | Nippon Koshuha Kogyo Kk | 合金工具鋼 |
-
1988
- 1988-03-30 JP JP63077310A patent/JPH07116550B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| WO2013041558A1 (en) | 2011-09-19 | 2013-03-28 | Sandvik Intellectual Property Ab | A method for producing high speed steel |
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07116550B2 (ja) | 1995-12-13 |
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