JPH06322482A - 高靭性高速度鋼部材およびその製造方法 - Google Patents
高靭性高速度鋼部材およびその製造方法Info
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- JPH06322482A JPH06322482A JP5135307A JP13530793A JPH06322482A JP H06322482 A JPH06322482 A JP H06322482A JP 5135307 A JP5135307 A JP 5135307A JP 13530793 A JP13530793 A JP 13530793A JP H06322482 A JPH06322482 A JP H06322482A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 主として、塑性加工用材料の高靭性化と異方
性の緩和を計った高速度鋼部材およびその製造方法を提
供する。 【構成】 焼入れ焼もどし後の硬化状態のＮb無添加ま
たはＮbを2.0%未満で含有する高速度鋼部材であって、
前記高速度鋼部材の組織中の一次晶炭化物のうち、Ｍ6
Ｃ型とＭ2Ｃ型の１種または２種の合計が全体に対する
面積率で皆無かまたは２％以下、残部が実質的にＭＣ型
の一次晶炭化物からなる高靭性高速度鋼部材である。
性の緩和を計った高速度鋼部材およびその製造方法を提
供する。 【構成】 焼入れ焼もどし後の硬化状態のＮb無添加ま
たはＮbを2.0%未満で含有する高速度鋼部材であって、
前記高速度鋼部材の組織中の一次晶炭化物のうち、Ｍ6
Ｃ型とＭ2Ｃ型の１種または２種の合計が全体に対する
面積率で皆無かまたは２％以下、残部が実質的にＭＣ型
の一次晶炭化物からなる高靭性高速度鋼部材である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は主として塑性加工用部材
として、新規な組織概念に基づいて得られる靭性に優れ
た高速度鋼部材およびその製造方法に関する。
として、新規な組織概念に基づいて得られる靭性に優れ
た高速度鋼部材およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、高速度鋼として分類される鋼種の
組織には、基本的に２種類の形態からなる一次晶炭化物
を含有する。すなわちＭ6Ｃ又はＭ2Ｃと称される立方晶
の結晶構造で、Ｆｅ3（Ｗ、Ｍｏ）3Ｃ、Ｆｅ4（Ｗ、Ｍ
ｏ）2Ｃの組成を有する複炭化物と、ＭＣと称される
（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃの組成を有する単炭化物である。
前者は、溶鋼の凝固過程で、融体（Ｌ）からオーステナ
イト（γ）とＭ6Ｃ（Ｍ2Ｃ）が同時に晶出する共晶反応
によって肋骨状または羽毛状などと称される共晶炭化物
として形成される。これに対して後者のＭＣ型炭化物の
晶出形態は、やや複雑で単独晶として晶出する炭化物
と、共晶状態で形成される２種類の形態がある。
組織には、基本的に２種類の形態からなる一次晶炭化物
を含有する。すなわちＭ6Ｃ又はＭ2Ｃと称される立方晶
の結晶構造で、Ｆｅ3（Ｗ、Ｍｏ）3Ｃ、Ｆｅ4（Ｗ、Ｍ
ｏ）2Ｃの組成を有する複炭化物と、ＭＣと称される
（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃの組成を有する単炭化物である。
前者は、溶鋼の凝固過程で、融体（Ｌ）からオーステナ
イト（γ）とＭ6Ｃ（Ｍ2Ｃ）が同時に晶出する共晶反応
によって肋骨状または羽毛状などと称される共晶炭化物
として形成される。これに対して後者のＭＣ型炭化物の
晶出形態は、やや複雑で単独晶として晶出する炭化物
と、共晶状態で形成される２種類の形態がある。
【０００３】すなわちＭＣ型炭化物の単独晶は、凝固過
程で融体（Ｌ）からＭＣだけが最初に晶出する晶出反応
である。続いて融体（Ｌ）からγとＭＣが同時に晶出す
る共晶反応によってもＭＣ型炭化物が形成される。通常
の高速度鋼では、これらの一次晶の炭化物のうち、量的
には共晶炭化物であるＭ6Ｃ型又はＭ2Ｃ型の炭化物が、
単独晶として晶出するＭＣ型の炭化物に比較して圧倒的
に多い。また、共晶反応によって形成されるＭ6Ｃ型又
はＭ2Ｃ型の一次晶炭化物は、工業的に利用できる一般
の造塊条件下では必ず共晶反応で生成し、単独晶で晶出
させることはできない。
程で融体（Ｌ）からＭＣだけが最初に晶出する晶出反応
である。続いて融体（Ｌ）からγとＭＣが同時に晶出す
る共晶反応によってもＭＣ型炭化物が形成される。通常
の高速度鋼では、これらの一次晶の炭化物のうち、量的
には共晶炭化物であるＭ6Ｃ型又はＭ2Ｃ型の炭化物が、
単独晶として晶出するＭＣ型の炭化物に比較して圧倒的
に多い。また、共晶反応によって形成されるＭ6Ｃ型又
はＭ2Ｃ型の一次晶炭化物は、工業的に利用できる一般
の造塊条件下では必ず共晶反応で生成し、単独晶で晶出
させることはできない。
【０００４】そして、この共晶温度は、Steven[(G.S.St
even,A.E.Nehrenberg:Trans ASM57(1964)p.925]によれ
ば、各元素の重量％で以下に示す（１）式で表わされ
る。 ＴM6C（°Ｆ)＝2310-200(%C)+40(%V)+8(%W)+5(%Mo)・・・・・（１） 一方、前述の如く、ＭＣ型の一次晶炭化物は、単独晶と
して晶出するものと、共晶反応で形成されるものがあ
る。ＭＣ型炭化物の晶出温度と、上記の（１）式で表わ
される共晶炭化物の共晶温度との温度差をΔＴ（℃）と
すると、Ｖ，Ｓｉ，Ｎ，Ｃが高い程、またＷ，Ｍｏが低
い程ΔＴ（℃）は大きくなることが知られている。通常
は、ΔＴ（℃）が大きい程、晶出するＭＣ型炭化物が粗
大化し、被研削性などを低下させるといわれている。
even,A.E.Nehrenberg:Trans ASM57(1964)p.925]によれ
ば、各元素の重量％で以下に示す（１）式で表わされ
る。 ＴM6C（°Ｆ)＝2310-200(%C)+40(%V)+8(%W)+5(%Mo)・・・・・（１） 一方、前述の如く、ＭＣ型の一次晶炭化物は、単独晶と
して晶出するものと、共晶反応で形成されるものがあ
る。ＭＣ型炭化物の晶出温度と、上記の（１）式で表わ
される共晶炭化物の共晶温度との温度差をΔＴ（℃）と
すると、Ｖ，Ｓｉ，Ｎ，Ｃが高い程、またＷ，Ｍｏが低
い程ΔＴ（℃）は大きくなることが知られている。通常
は、ΔＴ（℃）が大きい程、晶出するＭＣ型炭化物が粗
大化し、被研削性などを低下させるといわれている。
【０００５】そのため水野等は、晶出する一次晶のＭＣ
型炭化物を微細化する方策として、合金元素の調整によ
ってＭＣ型炭化物の晶出温度とＭ2ＣまたはＭ6Ｃ炭化物
との晶出温度差ΔＴ（℃）を低めることを提案している
（電気製鋼、Vol.55,No.4,1984，P.225）。共晶状で形
成された一次晶の炭化物は、鋳造時にネットワーク状に
連結して形成され、また形状的にも連続不規則形状とな
る。このような鋳造組織の鋼塊から、機械的性質の優れ
た塑性加工用部材を得るためには、熱間加工等でこれら
の炭化物を破砕し、粒状晶化することが重要な条件とな
る。しかし、製品寸法との関係で加工比が十分に得られ
ない場合には、縞状（ストリーク，フック）組織とし
て、鍛伸材の長手方向に共晶炭化物が密集偏在した組織
となり、機械的性質が異方性を示す原因になる。
型炭化物を微細化する方策として、合金元素の調整によ
ってＭＣ型炭化物の晶出温度とＭ2ＣまたはＭ6Ｃ炭化物
との晶出温度差ΔＴ（℃）を低めることを提案している
（電気製鋼、Vol.55,No.4,1984，P.225）。共晶状で形
成された一次晶の炭化物は、鋳造時にネットワーク状に
連結して形成され、また形状的にも連続不規則形状とな
る。このような鋳造組織の鋼塊から、機械的性質の優れ
た塑性加工用部材を得るためには、熱間加工等でこれら
の炭化物を破砕し、粒状晶化することが重要な条件とな
る。しかし、製品寸法との関係で加工比が十分に得られ
ない場合には、縞状（ストリーク，フック）組織とし
て、鍛伸材の長手方向に共晶炭化物が密集偏在した組織
となり、機械的性質が異方性を示す原因になる。
【０００６】このような製品を塑性加工用部材などに使
用する場合、高速度鋼の破壊は一次晶炭化物と基地の界
面から発生するため、機械的性質が低下する。この問題
を解消するためには、一次晶炭化物量が少ない程、また
そのサイズが微細な程、さらには、これらの炭化物を鍛
伸材の長手方向に連続させないことが靭性を向上させる
うえで有効であり、一次晶炭化物量が少ないマトリック
スハイス、あるいは一次晶炭化物を超微細化した粉末ハ
イスが登場し、広く使用されている。
用する場合、高速度鋼の破壊は一次晶炭化物と基地の界
面から発生するため、機械的性質が低下する。この問題
を解消するためには、一次晶炭化物量が少ない程、また
そのサイズが微細な程、さらには、これらの炭化物を鍛
伸材の長手方向に連続させないことが靭性を向上させる
うえで有効であり、一次晶炭化物量が少ないマトリック
スハイス、あるいは一次晶炭化物を超微細化した粉末ハ
イスが登場し、広く使用されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】前述のマトリックスハ
イスは、硬さが低く、鍛造比が十分とれない太径材の場
合、機械的性質の絶対値が不足する。一方、粉末ハイス
は製造コストが高くなり、一般用途には供しにくい難点
がある。また、従来から、高速度鋼の被研削性を改良す
る方策として、ＭＣ型炭化物のサイズを微細にするため
にＮｂ、Ｔａ、Ｔｉ等のＭＣ型炭化物形成元素の添加量
を制限し、さらにＮを低くすることでＭＣ型の一次晶炭
化物をできるだけ低温側で晶出させることが知られてい
る。これは、ＭＣ型炭化物の晶出温度と、Ｍ6Ｃ型やＭ2
Ｃ型の共晶炭化物の晶出温度との温度差が小さくなり、
その結果、ＭＣ型炭化物の粗大化が防止されて微細化で
きるというものである。さらに、Ｃｅなどの希土類元素
を添加してＮと結合させると同様な効果があることも知
られている。
イスは、硬さが低く、鍛造比が十分とれない太径材の場
合、機械的性質の絶対値が不足する。一方、粉末ハイス
は製造コストが高くなり、一般用途には供しにくい難点
がある。また、従来から、高速度鋼の被研削性を改良す
る方策として、ＭＣ型炭化物のサイズを微細にするため
にＮｂ、Ｔａ、Ｔｉ等のＭＣ型炭化物形成元素の添加量
を制限し、さらにＮを低くすることでＭＣ型の一次晶炭
化物をできるだけ低温側で晶出させることが知られてい
る。これは、ＭＣ型炭化物の晶出温度と、Ｍ6Ｃ型やＭ2
Ｃ型の共晶炭化物の晶出温度との温度差が小さくなり、
その結果、ＭＣ型炭化物の粗大化が防止されて微細化で
きるというものである。さらに、Ｃｅなどの希土類元素
を添加してＮと結合させると同様な効果があることも知
られている。
【０００８】しかし、上記の方策でＭＣ型炭化物の粗大
化が阻止できても、依然として、一次晶のＭ6Ｃ型やＭ2
Ｃ型の共晶炭化物の生成は避けられず、その後の均熱処
理でも共晶炭化物の大半は固溶させることができず、熱
間又は冷間加工によって縞状炭化物の偏析が起る問題は
解決されていなかった。本発明の目的は、従来材のこれ
らの欠点を是正すべく、全く新規な概念で、材料の高靭
性化と異方性の緩和を計った高速度鋼部材およびその製
造方法を提供することである。
化が阻止できても、依然として、一次晶のＭ6Ｃ型やＭ2
Ｃ型の共晶炭化物の生成は避けられず、その後の均熱処
理でも共晶炭化物の大半は固溶させることができず、熱
間又は冷間加工によって縞状炭化物の偏析が起る問題は
解決されていなかった。本発明の目的は、従来材のこれ
らの欠点を是正すべく、全く新規な概念で、材料の高靭
性化と異方性の緩和を計った高速度鋼部材およびその製
造方法を提供することである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】発明者は、高速度鋼部材
の一次晶炭化物、つまり前述のＭＣ型晶出炭化物やＭ6
Ｃ型、Ｍ2Ｃ型の共晶炭化物の生成条件、およびこれら
の一次晶炭化物と機械的性質との関係について詳細に検
討した。その結果、単独晶で晶出したＭＣ型炭化物は、
比較的分散した状態で形成されるために、共晶炭化物の
晶出状態と比べて熱間加工後の分布が均一分散となり、
機械的性質を劣化させる傾向は大幅に緩和されることが
わかった。単結晶としてＭＣ炭化物を晶出させるには、
ΔＴ（℃）が３０℃以上あれば良く、これを満たすため
の組成条件を見出した。
の一次晶炭化物、つまり前述のＭＣ型晶出炭化物やＭ6
Ｃ型、Ｍ2Ｃ型の共晶炭化物の生成条件、およびこれら
の一次晶炭化物と機械的性質との関係について詳細に検
討した。その結果、単独晶で晶出したＭＣ型炭化物は、
比較的分散した状態で形成されるために、共晶炭化物の
晶出状態と比べて熱間加工後の分布が均一分散となり、
機械的性質を劣化させる傾向は大幅に緩和されることが
わかった。単結晶としてＭＣ炭化物を晶出させるには、
ΔＴ（℃）が３０℃以上あれば良く、これを満たすため
の組成条件を見出した。
【００１０】そして、単独晶として晶出した一次晶のＭ
Ｃ型炭化物は、オーステナイト化後も未固溶炭化物とし
て残留し、高速度鋼部材に耐摩耗性を付与させ、かつオ
ーステナイト結晶粒の粗大化防止の観点からも重要な役
割を果たすことができること見出した。さらに、従来の
高速度鋼で必然的に生じていた融体（Ｌ）からγ＋Ｍ6
ＣまたはＭ2Ｃへの共晶反応を抑制するのに適した化学
組成範囲にすることにより、また非平衡的に晶出した一
次晶のＭ6ＣまたはＭ2Ｃ型の炭化物の場合は、これを高
温の均質拡散処理等で強制的に基地中に固溶させること
でＭ6ＣまたはＭ2Ｃ型炭化物を一定限度以下に制限する
か、実質的に消失させ、ＭＣ型炭化物だけを基地中に分
散させることにより、機械的性質、とりわけ靭性値の絶
対値と異方性が大幅に改善された高靭性高速度鋼部材が
得られることを見出し本発明に至ったものである。
Ｃ型炭化物は、オーステナイト化後も未固溶炭化物とし
て残留し、高速度鋼部材に耐摩耗性を付与させ、かつオ
ーステナイト結晶粒の粗大化防止の観点からも重要な役
割を果たすことができること見出した。さらに、従来の
高速度鋼で必然的に生じていた融体（Ｌ）からγ＋Ｍ6
ＣまたはＭ2Ｃへの共晶反応を抑制するのに適した化学
組成範囲にすることにより、また非平衡的に晶出した一
次晶のＭ6ＣまたはＭ2Ｃ型の炭化物の場合は、これを高
温の均質拡散処理等で強制的に基地中に固溶させること
でＭ6ＣまたはＭ2Ｃ型炭化物を一定限度以下に制限する
か、実質的に消失させ、ＭＣ型炭化物だけを基地中に分
散させることにより、機械的性質、とりわけ靭性値の絶
対値と異方性が大幅に改善された高靭性高速度鋼部材が
得られることを見出し本発明に至ったものである。
【００１１】すなわち、本発明の第１発明は、焼入れ焼
もどし後の硬化状態のＮb無添加またはＮbを2.0%未満で
含有する高速度鋼部材であって、前記高速度鋼部材の組
織中の一次晶炭化物のうち、Ｍ6Ｃ型とＭ2Ｃ型の１種ま
たは２種の合計が全体に対する面積率で皆無かまたは合
計２％以下、残部が実質的にＭＣ型の一次晶炭化物から
なることを特徴とする高靭性高速度鋼部材である。第２
発明は、焼入れ焼もどし後の硬化状態のＮb無添加また
はＮbを2.0%未満で含有する高速度鋼部材であって、前
記高速度鋼部材の組織中の一次晶炭化物のうち、Ｍ6Ｃ
型とＭ2Ｃ型の１種または２種の合計が全体に対する面
積率で皆無かまたは合計２％以下、残部が実質的にＭＣ
型の一次晶炭化物からなり、前記ＭＣ型炭化物の晶出温
度と、Ｍ6Ｃ型またはＭ2Ｃ型共晶炭化物の共晶温度との
温度差が３０℃以上であり、一次晶のＭＣ型炭化物が非
共晶的凝固組織を有する高靭性高速度鋼部材である。前
記の本発明の炭化物分布の構成をとれば高速度鋼部材の
硬さがＨＲＣ６０以上であり、かつ鍛伸材の長手方向
と、それに垂直な方向のシャルピー衝撃値の比が０．７
以上とすることができる。
もどし後の硬化状態のＮb無添加またはＮbを2.0%未満で
含有する高速度鋼部材であって、前記高速度鋼部材の組
織中の一次晶炭化物のうち、Ｍ6Ｃ型とＭ2Ｃ型の１種ま
たは２種の合計が全体に対する面積率で皆無かまたは合
計２％以下、残部が実質的にＭＣ型の一次晶炭化物から
なることを特徴とする高靭性高速度鋼部材である。第２
発明は、焼入れ焼もどし後の硬化状態のＮb無添加また
はＮbを2.0%未満で含有する高速度鋼部材であって、前
記高速度鋼部材の組織中の一次晶炭化物のうち、Ｍ6Ｃ
型とＭ2Ｃ型の１種または２種の合計が全体に対する面
積率で皆無かまたは合計２％以下、残部が実質的にＭＣ
型の一次晶炭化物からなり、前記ＭＣ型炭化物の晶出温
度と、Ｍ6Ｃ型またはＭ2Ｃ型共晶炭化物の共晶温度との
温度差が３０℃以上であり、一次晶のＭＣ型炭化物が非
共晶的凝固組織を有する高靭性高速度鋼部材である。前
記の本発明の炭化物分布の構成をとれば高速度鋼部材の
硬さがＨＲＣ６０以上であり、かつ鍛伸材の長手方向
と、それに垂直な方向のシャルピー衝撃値の比が０．７
以上とすることができる。
【００１２】本発明でいうＮｂ無添加またはＮｂを2.0%
未満で含有する高速度鋼部材の具体的な組成としては、
高速度鋼部材が、重量％でＣ０．５〜２．０％、Ｓｉ
２．０％以下、Ｍｎ１．５％以下、Ｃｒ３．５％〜６．
０％、Ｍｏ３．０〜６．０％を含み、Ｖ５．０％以下と
Ｎｂ２．０％未満の１種または２種を合計で０．５％以
上、Ｎ０．０２〜０．０７％含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなるの、または高速度鋼部材が、重
量％でＣ０．５〜２．０％、Ｓｉ２．０％以下、Ｍｎ
１．５％以下、Ｃｒ３．５％〜６．０％、Ｗ２．０％以
下、Ｍｏ３．０〜６．０％を含み、Ｖ５．０％以下とＮ
ｂ２．０％未満の１種または２種を合計で０．５％以
上、Ｎ０．０２〜０．０７％含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなるものが推奨される。また、上記
の具体的な組成において、Ｆｅの一部を必要に応じてＣ
ｏ１２．０％以下，Ｔｉ０．１０％以下の範囲内で適宜
置換することができる。
未満で含有する高速度鋼部材の具体的な組成としては、
高速度鋼部材が、重量％でＣ０．５〜２．０％、Ｓｉ
２．０％以下、Ｍｎ１．５％以下、Ｃｒ３．５％〜６．
０％、Ｍｏ３．０〜６．０％を含み、Ｖ５．０％以下と
Ｎｂ２．０％未満の１種または２種を合計で０．５％以
上、Ｎ０．０２〜０．０７％含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなるの、または高速度鋼部材が、重
量％でＣ０．５〜２．０％、Ｓｉ２．０％以下、Ｍｎ
１．５％以下、Ｃｒ３．５％〜６．０％、Ｗ２．０％以
下、Ｍｏ３．０〜６．０％を含み、Ｖ５．０％以下とＮ
ｂ２．０％未満の１種または２種を合計で０．５％以
上、Ｎ０．０２〜０．０７％含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなるものが推奨される。また、上記
の具体的な組成において、Ｆｅの一部を必要に応じてＣ
ｏ１２．０％以下，Ｔｉ０．１０％以下の範囲内で適宜
置換することができる。
【００１３】本発明の方法は、重量％でＣ０．５〜２．
０％、Ｓｉ２．０％以下、Ｍｎ１．５％以下、Ｃｒ３．
５％〜６．０％、Ｍｏ３．０〜６．０％を含み、Ｖ５．
０％以下とＮｂ２．０％未満の１種または２種を合計で
０．５％以上、Ｎ０．０２〜０．０７％含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を熱間加工前、あ
るいは熱間加工の途中で１１００〜１２００℃の均質拡
散処理を行なうことを特徴とする高靭性高速度鋼部材の
製造方法である。この製造方法は、組成が重量％でＣ
０．５〜２．０％、Ｓｉ２．０％以下、Ｍｎ１．５％以
下、Ｃｒ３．５％〜６．０％、Ｗ２．０％以下、Ｍｏ
３．０〜６．０％を含み、Ｖ５．０％以下とＮｂ２．０
％未満の１種または２種を合計で０．５％以上、Ｎ０．
０２〜０．０７％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物からなる鋼にも適用可能である。
０％、Ｓｉ２．０％以下、Ｍｎ１．５％以下、Ｃｒ３．
５％〜６．０％、Ｍｏ３．０〜６．０％を含み、Ｖ５．
０％以下とＮｂ２．０％未満の１種または２種を合計で
０．５％以上、Ｎ０．０２〜０．０７％含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を熱間加工前、あ
るいは熱間加工の途中で１１００〜１２００℃の均質拡
散処理を行なうことを特徴とする高靭性高速度鋼部材の
製造方法である。この製造方法は、組成が重量％でＣ
０．５〜２．０％、Ｓｉ２．０％以下、Ｍｎ１．５％以
下、Ｃｒ３．５％〜６．０％、Ｗ２．０％以下、Ｍｏ
３．０〜６．０％を含み、Ｖ５．０％以下とＮｂ２．０
％未満の１種または２種を合計で０．５％以上、Ｎ０．
０２〜０．０７％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物からなる鋼にも適用可能である。
【００１４】また前記の製造方法が対象とする鋼の組成
のうち、Ｆｅの一部を必要に応じてＣｏ１２．０％以
下、Ｔｉ０．１０％以下の範囲内で適宜置換することが
できる。
のうち、Ｆｅの一部を必要に応じてＣｏ１２．０％以
下、Ｔｉ０．１０％以下の範囲内で適宜置換することが
できる。
【００１５】
【作用】発明者は、ＭＣ型炭化物の晶出温度を下げてΔ
Ｔ（℃）を小さくさせようとする従来の考え方とは全く
逆にΔＴ（℃）を拡大させ、凝固過程でＭＣ型炭化物を
粒状に晶出させ、続いて共晶反応によって晶出する一次
晶のＭ6Ｃ型やＭ2Ｃ型の共晶炭化物を多くとも２％以内
に制限し、実質的に消失させることでＭＣ型炭化物に若
干の粗大化は伴うものの、機械的性質、とりわけ靭性の
異方性が緩和されることを新たに見出したものである。
Ｔ（℃）を小さくさせようとする従来の考え方とは全く
逆にΔＴ（℃）を拡大させ、凝固過程でＭＣ型炭化物を
粒状に晶出させ、続いて共晶反応によって晶出する一次
晶のＭ6Ｃ型やＭ2Ｃ型の共晶炭化物を多くとも２％以内
に制限し、実質的に消失させることでＭＣ型炭化物に若
干の粗大化は伴うものの、機械的性質、とりわけ靭性の
異方性が緩和されることを新たに見出したものである。
【００１６】本発明の高速度鋼部材に高靭性を付与させ
るための基本的な要件である、焼入れ焼もどし後の硬化
状態の組織における一次晶炭化物の構成には、後述する
合金組成の適正な組合せが好適である。すなわち、組織
中に一次晶のＭＣ型炭化物を晶出させるためにＶとＮb
の１種または２種を適量含有させるとともに、Ｍ6Ｃま
たはＭ2Ｃの共晶炭化物の主な形成元素であるＭo,また
はＭoとＷを実質的に共晶反応が起らない範囲で添加す
るのが好ましい。高速度鋼部材の一次晶炭化物のうち、
Ｍ6Ｃ型とＭ2Ｃ型の１種または２種の合計が全体に対す
る面積率で２％を越えると、本発明の目的とする機械的
性質の異方性が顕著になるため、その上限を２％に限定
する。好ましくは、上記一次晶の共晶炭化物が皆無の組
織である。
るための基本的な要件である、焼入れ焼もどし後の硬化
状態の組織における一次晶炭化物の構成には、後述する
合金組成の適正な組合せが好適である。すなわち、組織
中に一次晶のＭＣ型炭化物を晶出させるためにＶとＮb
の１種または２種を適量含有させるとともに、Ｍ6Ｃま
たはＭ2Ｃの共晶炭化物の主な形成元素であるＭo,また
はＭoとＷを実質的に共晶反応が起らない範囲で添加す
るのが好ましい。高速度鋼部材の一次晶炭化物のうち、
Ｍ6Ｃ型とＭ2Ｃ型の１種または２種の合計が全体に対す
る面積率で２％を越えると、本発明の目的とする機械的
性質の異方性が顕著になるため、その上限を２％に限定
する。好ましくは、上記一次晶の共晶炭化物が皆無の組
織である。
【００１７】本発明によれば、ＭＣ型炭化物の晶出温度
と、Ｍ6Ｃ型またはＭ2Ｃ型の共晶炭化物の晶出温度との
温度差が３０℃以上になると、単独晶のＭＣ型炭化物が
粒状に晶出し易くなり、高速度鋼材の異方性を緩和させ
る効果が大きくなり好ましいものとなる。これに対し
て、温度差が３０℃未満では、ＭＣ型炭化物が共晶状に
形成される量が多くなり、その後の熱処理や加工ではこ
の共晶状に形成されたＭＣ型炭化物を十分消失させるこ
とができなくなり、特に靭性の異方性を大きくする原因
になる。そのため、ＭＣ型炭化物の晶出温度と、Ｍ6Ｃ
型またはＭ2Ｃ型の共晶炭化物の晶出温度との温度差を
３０℃以上とすることが望ましい。
と、Ｍ6Ｃ型またはＭ2Ｃ型の共晶炭化物の晶出温度との
温度差が３０℃以上になると、単独晶のＭＣ型炭化物が
粒状に晶出し易くなり、高速度鋼材の異方性を緩和させ
る効果が大きくなり好ましいものとなる。これに対し
て、温度差が３０℃未満では、ＭＣ型炭化物が共晶状に
形成される量が多くなり、その後の熱処理や加工ではこ
の共晶状に形成されたＭＣ型炭化物を十分消失させるこ
とができなくなり、特に靭性の異方性を大きくする原因
になる。そのため、ＭＣ型炭化物の晶出温度と、Ｍ6Ｃ
型またはＭ2Ｃ型の共晶炭化物の晶出温度との温度差を
３０℃以上とすることが望ましい。
【００１８】また、高速度鋼部材の硬さは、ＨＲＣ６０
未満では塑性加工用部材として 耐摩耗性が不足するた
め、焼入れ焼もどし後の硬化状態でＨＲＣ６０以上であ
ることが望ましい。高速度鋼部材の焼入れ焼もどし後の
硬化状態で、その硬さをＨＲＣ６０以上とするには、基
地中にＷ当量で表されるＷ＋２Ｍｏ（重量％）の値で６
％以上固溶させることが望ましい。さらに、本発明の焼
入れ焼もどし後の高速度鋼部材は、鍛造や圧延などによ
って、断面を減縮しつつ伸ばされた鍛伸材の長手方向
と、それに垂直な方向のシャルピー衝撃値の比が０．７
未満では目的とする特性を達成することができなくなる
ため、シャルピー衝撃値の比を０．７以上にすることが
好ましい。この値は、本発明の製造方法を採用すること
により達成される。
未満では塑性加工用部材として 耐摩耗性が不足するた
め、焼入れ焼もどし後の硬化状態でＨＲＣ６０以上であ
ることが望ましい。高速度鋼部材の焼入れ焼もどし後の
硬化状態で、その硬さをＨＲＣ６０以上とするには、基
地中にＷ当量で表されるＷ＋２Ｍｏ（重量％）の値で６
％以上固溶させることが望ましい。さらに、本発明の焼
入れ焼もどし後の高速度鋼部材は、鍛造や圧延などによ
って、断面を減縮しつつ伸ばされた鍛伸材の長手方向
と、それに垂直な方向のシャルピー衝撃値の比が０．７
未満では目的とする特性を達成することができなくなる
ため、シャルピー衝撃値の比を０．７以上にすることが
好ましい。この値は、本発明の製造方法を採用すること
により達成される。
【００１９】以下に本発明の高速度鋼部材を構成する好
ましい化学組成の限定理由について述べる。Ｃは基地の
マルテンサイト硬化の他にＣｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ等の焼も
どし析出炭化物へのＣの供給源および残留するＭＣ型炭
化物のＣの供給源あるいはＭＣ型炭化物の晶出温度を高
める硬化があり、必須の元素である。最高Ｃ量は他元素
の添加量に応じて適宜決定されるべきで、後述する本発
明のＣｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ等の含有量との関係にお
いて下限０．５％、上限２．０％とするのが良い。
ましい化学組成の限定理由について述べる。Ｃは基地の
マルテンサイト硬化の他にＣｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ等の焼も
どし析出炭化物へのＣの供給源および残留するＭＣ型炭
化物のＣの供給源あるいはＭＣ型炭化物の晶出温度を高
める硬化があり、必須の元素である。最高Ｃ量は他元素
の添加量に応じて適宜決定されるべきで、後述する本発
明のＣｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ等の含有量との関係にお
いて下限０．５％、上限２．０％とするのが良い。
【００２０】Ｓｉは脱酸剤として用いられるが、ＭＣ型
炭化物の晶出温度を高める効果があり、さらに焼もどし
硬さの向上にも寄与する反面、Ｓｉが２．０％を越える
と、靭性を著しく低下させる。本発明の目的とする高靭
性に対しては低いほど好ましいが、必要とする硬さに応
じて適宜添加量を２．０％以下で選択すれば良い。Ｍｎ
は脱酸効果を有するため１．５以下にする。Ｃｒは部材
の焼入れ性向上のために従来の高速度鋼と同一の考え方
でも必須元素である。３．５％未満では焼入れ性に劣
り、６．０％を越えると硬さの絶対値が低下するので
３．５〜６．０％とする。
炭化物の晶出温度を高める効果があり、さらに焼もどし
硬さの向上にも寄与する反面、Ｓｉが２．０％を越える
と、靭性を著しく低下させる。本発明の目的とする高靭
性に対しては低いほど好ましいが、必要とする硬さに応
じて適宜添加量を２．０％以下で選択すれば良い。Ｍｎ
は脱酸効果を有するため１．５以下にする。Ｃｒは部材
の焼入れ性向上のために従来の高速度鋼と同一の考え方
でも必須元素である。３．５％未満では焼入れ性に劣
り、６．０％を越えると硬さの絶対値が低下するので
３．５〜６．０％とする。
【００２１】Ｍｏは本発明において、焼もどし時のＭｏ
2Ｃの二次硬化の主因となる析出炭化物への供給源とし
て３．０〜６．０％添加するが、従来の高速度鋼と異な
り、本発明では一次晶炭化物の生成にはほとんど必要が
ない。３．０％未満では上記の効果が少なく、また６．
０％を越える添加は、共晶炭化物の平衡論的な晶出限界
を越える ため、Ｍｏの含有量を３．０〜６．０％にす
る。ＷはＭｏと同様な効果を有するが、本発明の高速度
鋼部材には必ずしも添加しなくてもよく、必要に応じて
２．０％以下の範囲で含有することができる。
2Ｃの二次硬化の主因となる析出炭化物への供給源とし
て３．０〜６．０％添加するが、従来の高速度鋼と異な
り、本発明では一次晶炭化物の生成にはほとんど必要が
ない。３．０％未満では上記の効果が少なく、また６．
０％を越える添加は、共晶炭化物の平衡論的な晶出限界
を越える ため、Ｍｏの含有量を３．０〜６．０％にす
る。ＷはＭｏと同様な効果を有するが、本発明の高速度
鋼部材には必ずしも添加しなくてもよく、必要に応じて
２．０％以下の範囲で含有することができる。
【００２２】ＶとＮｂは同じＭＣ型炭化物の生成傾向が
極めて強いことにおいて類似する。それぞれＶＣ、Ｎｂ
Ｃの一次晶炭化物を晶出するが、ＮｂＣは１３００℃以
下のオーステナイト化では基地中にほとんど固溶できな
いのに対して、ＶＣは１１００℃以上でかなり固溶度を
有する。ＶとＮｂはＭＣ型の炭化物を晶出し、本発明の
高速度鋼部材の耐摩耗性を高め、同時に結晶粒の阻大化
防止に有効である。ＶとＮｂが単独または複合で０．５
％未満では上記効果が得られないため、その含有量が
０．５％以上とすることが望ましい。さらに、Ｖが５．
０％を越えると、またＮｂが２．０％以上ではＭＣ型炭
化物が粗大化して目的とする靭性が損なわれるため、Ｖ
とＮｂ含有量をそれぞれ５．０％以下、２．０％未満に
する。
極めて強いことにおいて類似する。それぞれＶＣ、Ｎｂ
Ｃの一次晶炭化物を晶出するが、ＮｂＣは１３００℃以
下のオーステナイト化では基地中にほとんど固溶できな
いのに対して、ＶＣは１１００℃以上でかなり固溶度を
有する。ＶとＮｂはＭＣ型の炭化物を晶出し、本発明の
高速度鋼部材の耐摩耗性を高め、同時に結晶粒の阻大化
防止に有効である。ＶとＮｂが単独または複合で０．５
％未満では上記効果が得られないため、その含有量が
０．５％以上とすることが望ましい。さらに、Ｖが５．
０％を越えると、またＮｂが２．０％以上ではＭＣ型炭
化物が粗大化して目的とする靭性が損なわれるため、Ｖ
とＮｂ含有量をそれぞれ５．０％以下、２．０％未満に
する。
【００２３】Ｎは、ΔＴ（℃）を拡大させる有効な元素
で０．０２〜０．０７％の範囲内で添加する。Ｎの含有
量が０．０２％未満では、上記の効果が得られず、逆に
０．０７％を越えて含有するとＭＣ型炭化物が巨大にな
り過ぎて、かえって靭性を低下させる原因になるため、
Ｎの範囲を０．０２〜０．０７％とする。Ｃｏの含有は
従来の高速度工具鋼と同一効果を有し、含有量が多くな
ると焼もどし硬さが増加する。しかし、１２．０％を越
えて添加すると熱間加工性を損なうため、製品として所
望する硬さに応じて１２．０％以下の範囲で任意選択で
きる。Ｔｉは、Ｎと同様にΔＴ（℃）を拡大させる効果
があり、必要に応じて０．１０％以下の範囲内で添加す
る。Ｔｉの含有量が０．１０％を越えると、ＭＣ型炭化
物が巨大になり過ぎて、靭性を低下させる原因になるた
め、Ｔｉの添加量を０．１０％以下とする。なお、Ｔｉ
とＮは複合添加により、ＭＣ型炭化物が凝固する際に微
細に晶出する効果もある。
で０．０２〜０．０７％の範囲内で添加する。Ｎの含有
量が０．０２％未満では、上記の効果が得られず、逆に
０．０７％を越えて含有するとＭＣ型炭化物が巨大にな
り過ぎて、かえって靭性を低下させる原因になるため、
Ｎの範囲を０．０２〜０．０７％とする。Ｃｏの含有は
従来の高速度工具鋼と同一効果を有し、含有量が多くな
ると焼もどし硬さが増加する。しかし、１２．０％を越
えて添加すると熱間加工性を損なうため、製品として所
望する硬さに応じて１２．０％以下の範囲で任意選択で
きる。Ｔｉは、Ｎと同様にΔＴ（℃）を拡大させる効果
があり、必要に応じて０．１０％以下の範囲内で添加す
る。Ｔｉの含有量が０．１０％を越えると、ＭＣ型炭化
物が巨大になり過ぎて、靭性を低下させる原因になるた
め、Ｔｉの添加量を０．１０％以下とする。なお、Ｔｉ
とＮは複合添加により、ＭＣ型炭化物が凝固する際に微
細に晶出する効果もある。
【００２４】量産規模から得られる鋼塊の鋳造組織で
は、非平衡状態で凝固し易く、高速度鋼の場合では平衡
論的に形成される一次晶炭化物の量よりは多く存在す
る。平衡論的に残存する共晶炭化物は、その後の熱処理
や加工によって消失させることはできないが、非平衡的
に晶出するＭ6Ｃ型やＭ2Ｃ型の共晶炭化物は、高温の均
質拡散処理によって基地中に強制固溶させることができ
る。均質拡散処理の時期は、表面積が小さい鋼塊かまた
は熱間加工途中のうちの初期の段階で実施するのが望ま
しい。また、均質拡散処理温度は、１１００℃未満では
効果がなく、逆に１２００℃を越えると共晶炭化物の一
部が再溶融して、その後の熱間加工性を損なうため、１
１００〜１２００℃で行なうのがよい。
は、非平衡状態で凝固し易く、高速度鋼の場合では平衡
論的に形成される一次晶炭化物の量よりは多く存在す
る。平衡論的に残存する共晶炭化物は、その後の熱処理
や加工によって消失させることはできないが、非平衡的
に晶出するＭ6Ｃ型やＭ2Ｃ型の共晶炭化物は、高温の均
質拡散処理によって基地中に強制固溶させることができ
る。均質拡散処理の時期は、表面積が小さい鋼塊かまた
は熱間加工途中のうちの初期の段階で実施するのが望ま
しい。また、均質拡散処理温度は、１１００℃未満では
効果がなく、逆に１２００℃を越えると共晶炭化物の一
部が再溶融して、その後の熱間加工性を損なうため、１
１００〜１２００℃で行なうのがよい。
【００２５】強制固溶させたＭｏやＷは、その分基地中
の濃度を増し、焼もどしにおける軟化抵抗を高め、高速
度鋼部材の硬さや機械的性質の絶対値を上昇させるのに
役立つ。上記効果は、本発明の望ましい組成範囲で特に
有効で、不適当な組成の場合には、均質拡散処理地に炭
化物のオストワルド成長が起り、逆に炭化物の粗大化に
より硬さや機械的性質が低下することがある。
の濃度を増し、焼もどしにおける軟化抵抗を高め、高速
度鋼部材の硬さや機械的性質の絶対値を上昇させるのに
役立つ。上記効果は、本発明の望ましい組成範囲で特に
有効で、不適当な組成の場合には、均質拡散処理地に炭
化物のオストワルド成長が起り、逆に炭化物の粗大化に
より硬さや機械的性質が低下することがある。
【００２６】
【実施例】以下に本発明の実施例について詳述する。 （実施例１）本発明の高速度鋼部材に用いた化学成分、
および従来鋼の化学成分を表１に示す。供試料は５０kg
の研究用小鋼塊を用い、１１４０℃の温度に加熱して、
鍛造比が１０に相当する６０ｍｍ角まで熱間鍛造を行な
った。鍛造後の供試材から１０ｇの小試験片をそれぞれ
削り出し、示差熱分析計を用いて、凝固時のＭＣ型炭化
物の晶出温度と、Ｍ6Ｃ、Ｍ2Ｃ型共晶炭化物の晶出温度
をそれぞれ測定した。得られたＭＣ型炭化物の晶出温度
と、Ｍ6Ｃ、Ｍ2Ｃ型共晶炭化物の晶出温度との差を求
め、その値をΔＴ（℃）として、表２に示した。測定方
法は、１４５０℃に加熱して溶融し、その後平均冷却速
度を１０℃／ｍｉｎで冷却し、その冷却過程で発生する
発熱、吸熱変動より求めた。
および従来鋼の化学成分を表１に示す。供試料は５０kg
の研究用小鋼塊を用い、１１４０℃の温度に加熱して、
鍛造比が１０に相当する６０ｍｍ角まで熱間鍛造を行な
った。鍛造後の供試材から１０ｇの小試験片をそれぞれ
削り出し、示差熱分析計を用いて、凝固時のＭＣ型炭化
物の晶出温度と、Ｍ6Ｃ、Ｍ2Ｃ型共晶炭化物の晶出温度
をそれぞれ測定した。得られたＭＣ型炭化物の晶出温度
と、Ｍ6Ｃ、Ｍ2Ｃ型共晶炭化物の晶出温度との差を求
め、その値をΔＴ（℃）として、表２に示した。測定方
法は、１４５０℃に加熱して溶融し、その後平均冷却速
度を１０℃／ｍｉｎで冷却し、その冷却過程で発生する
発熱、吸熱変動より求めた。
【００２７】熱間鍛造後の供試材は焼なまし後に各種試
験片を削り出した。シャルピー衝撃試験片は１０ｍｍ×
１０ｍｍ×５５ｍｍ（１０ＲＣノッチ）の形状とし、鍛
造方向（Ｌ）と、鍛造方向に垂直な方向（Ｔ）とから、
それぞれ採取した。なお、試験片は粗削り形状に機械加
工した後、焼入れ温度をＭ6Ｃ、Ｍ2Ｃ型の共晶炭化物の
晶出温度より４０℃低い温度とし、油冷後、５６０℃で
１時間の焼もどし処理を２〜３回実施した後、所定の寸
法に仕上加工した。また、シャルピー衝撃試験後の試験
片を用いて、ＭＣ型の一次晶炭化物、Ｍ6Ｃ、Ｍ2Ｃ型の
一次晶炭化物を分別腐食後、画像処理計で測定し、それ
ぞれの一次晶炭化物の面積率を求め、その結果を表２に
示した。
験片を削り出した。シャルピー衝撃試験片は１０ｍｍ×
１０ｍｍ×５５ｍｍ（１０ＲＣノッチ）の形状とし、鍛
造方向（Ｌ）と、鍛造方向に垂直な方向（Ｔ）とから、
それぞれ採取した。なお、試験片は粗削り形状に機械加
工した後、焼入れ温度をＭ6Ｃ、Ｍ2Ｃ型の共晶炭化物の
晶出温度より４０℃低い温度とし、油冷後、５６０℃で
１時間の焼もどし処理を２〜３回実施した後、所定の寸
法に仕上加工した。また、シャルピー衝撃試験後の試験
片を用いて、ＭＣ型の一次晶炭化物、Ｍ6Ｃ、Ｍ2Ｃ型の
一次晶炭化物を分別腐食後、画像処理計で測定し、それ
ぞれの一次晶炭化物の面積率を求め、その結果を表２に
示した。
【００２８】表２に示すように、従来鋼のΔＴ（℃）は
３０℃未満であり、これに対し本発明鋼部材はすべて３
５℃以上であり、なかでもΔＴ（℃）が高いものは最高
１１０℃の差がある。これはＴｉとＮとの複合微量添加
によるところが大きい。共晶反応によって形成されるＭ
6Ｃ型とＭ2Ｃ型炭化物の一次晶の面積率のうち、本発明
鋼部材はいずれも１．５％以下であり、本発明の特徴の
一つである面積率２％以下を満足していることがわか
る。ＭＣ型炭化物の面積率は、鋼中のＶやＮｂの含有量
と密接な関係があり、ＶおよびまたはＮｂの添加量の増
加と共に漸増する。図１と図２に本発明鋼部材 ＲＶ６
９３と従来鋼（マトリックス鋼Ａ）の焼入れ、焼もどし
後のミクロ組織を示す。
３０℃未満であり、これに対し本発明鋼部材はすべて３
５℃以上であり、なかでもΔＴ（℃）が高いものは最高
１１０℃の差がある。これはＴｉとＮとの複合微量添加
によるところが大きい。共晶反応によって形成されるＭ
6Ｃ型とＭ2Ｃ型炭化物の一次晶の面積率のうち、本発明
鋼部材はいずれも１．５％以下であり、本発明の特徴の
一つである面積率２％以下を満足していることがわか
る。ＭＣ型炭化物の面積率は、鋼中のＶやＮｂの含有量
と密接な関係があり、ＶおよびまたはＮｂの添加量の増
加と共に漸増する。図１と図２に本発明鋼部材 ＲＶ６
９３と従来鋼（マトリックス鋼Ａ）の焼入れ、焼もどし
後のミクロ組織を示す。
【００２９】本発明鋼部材はほぼ球形の粒状ＭＣ型炭化
物が分散した組織となっており、ネット状のＭ6Ｃ型ま
たはＭ2Ｃ型共晶炭化物がほぼ消失した組織を呈してい
ることがわかる。さらに本発明鋼部材の焼入れ、焼もど
し後の熱処理硬さはＨＲＣ６０以上の硬さを示してい
る。また、本発明鋼部材の最大の特徴のひとつは、加工
方向と、これに垂直な方向の機械的性質、代表的には衝
撃値のＴ／Ｌ比が従来鋼対比で圧倒的に高いことがあげ
られる。Ｔ／Ｌ比が鍛造比１０でかかる高値を示すこと
は、一次晶炭化物が残存する鋼では画期的と思われる。
本発明鋼部材は、Ｔ／Ｌ比が０．７以上で、高い値のも
のは０．８５にも達する場合がある。そのうえ、機械的
性質の絶対値がＬ，Ｔ方向のいずれも硬さに比較して高
いことも特徴の一つである。
物が分散した組織となっており、ネット状のＭ6Ｃ型ま
たはＭ2Ｃ型共晶炭化物がほぼ消失した組織を呈してい
ることがわかる。さらに本発明鋼部材の焼入れ、焼もど
し後の熱処理硬さはＨＲＣ６０以上の硬さを示してい
る。また、本発明鋼部材の最大の特徴のひとつは、加工
方向と、これに垂直な方向の機械的性質、代表的には衝
撃値のＴ／Ｌ比が従来鋼対比で圧倒的に高いことがあげ
られる。Ｔ／Ｌ比が鍛造比１０でかかる高値を示すこと
は、一次晶炭化物が残存する鋼では画期的と思われる。
本発明鋼部材は、Ｔ／Ｌ比が０．７以上で、高い値のも
のは０．８５にも達する場合がある。そのうえ、機械的
性質の絶対値がＬ，Ｔ方向のいずれも硬さに比較して高
いことも特徴の一つである。
【００３０】（実施例２）表１に示す供試材のうち、低
ＣのＳＫＨ５１とＲＶ６９３およびＲＶ６９５の３鋼種
に対して鋼塊の段階で１１８０℃×２０Ｈｒの均質拡散
処理（ソーキング）を施し、その後は、実施例１と同じ
要領で熱間鍛造を行ない、同様な方法で試験を実施し、
均熱拡散処理を行なわなかった表２の結果と比較した。
表３は、均熱拡散処理を施した供試材から得られた結果
を示したもので、低ＣのＳＫＨ５１は均質拡散処理によ
って、逆にわずかながら一次晶炭化物の面積率が増加す
る傾向が認められた。これは、平衡論的に見ても一次晶
炭化物が消失できない組成のため、逆に高温の保持で炭
化物のオストワルド成長によって炭化物がやや粗大化
し、硬さが若干低下することによって機械的性質の絶対
値も低下している。
ＣのＳＫＨ５１とＲＶ６９３およびＲＶ６９５の３鋼種
に対して鋼塊の段階で１１８０℃×２０Ｈｒの均質拡散
処理（ソーキング）を施し、その後は、実施例１と同じ
要領で熱間鍛造を行ない、同様な方法で試験を実施し、
均熱拡散処理を行なわなかった表２の結果と比較した。
表３は、均熱拡散処理を施した供試材から得られた結果
を示したもので、低ＣのＳＫＨ５１は均質拡散処理によ
って、逆にわずかながら一次晶炭化物の面積率が増加す
る傾向が認められた。これは、平衡論的に見ても一次晶
炭化物が消失できない組成のため、逆に高温の保持で炭
化物のオストワルド成長によって炭化物がやや粗大化
し、硬さが若干低下することによって機械的性質の絶対
値も低下している。
【００３１】これに対して、本発明鋼部材は、組成的に
均質拡散処理を行なわない状態で共晶炭化物が０．７％
以下と少なく、均質拡散処理によって非平衡状態で晶出
していたＭ6Ｃ型やＭ2Ｃ型の共晶炭化物が基地中に固溶
し、実質的に消失したものである。この場合、基地中の
合金元素量が炭化物の固溶により濃化し、焼もどし硬さ
がやや上昇して機械的性質の絶対値が向上するとともに
異方性がさらに緩和されることが判明した。
均質拡散処理を行なわない状態で共晶炭化物が０．７％
以下と少なく、均質拡散処理によって非平衡状態で晶出
していたＭ6Ｃ型やＭ2Ｃ型の共晶炭化物が基地中に固溶
し、実質的に消失したものである。この場合、基地中の
合金元素量が炭化物の固溶により濃化し、焼もどし硬さ
がやや上昇して機械的性質の絶対値が向上するとともに
異方性がさらに緩和されることが判明した。
【００３２】（実施例３）実施例１に用いた本発明鋼部
材ＲＶ６９５の化学成分に相当する鋼を量産規模で製造
し、２００ｍｍ丸の素材に熱間鍛造した。また、比較材
として同じ量産規模で製造した低ＣのＳＫＨ５１（実施
例１と同等組成）２００ｍｍ丸素材から深溝成形用の転
造ダイスを製作し実用性能を比較した。熱処理条件は、
ＲＶ６９５相当鋼には１１２０℃で焼入れした後、５６
０℃で焼もどし処理を行ない、その硬さはＨＲＣ６２．
２であった。また、低ＣのＳＫＨ５１相当鋼には１１５
０℃で焼入した後、５６０℃で焼もどし処理を行ない、
その硬さはＨＲＣ６３．３であった。転造ダイスによる
実用性能試験は、成形荷重が６トンで成形速度を６ｍ／
ｓｅｃとした。寿命判定は被加工材に転写される工具の
割れ疵が発生するまでの成形個数で評価した。実用性能
試験を実施した結果、低ＣのＳＫＨ５１は２７５個で割
れが発生し、本発明鋼部材は、４２，０００個の成形が
可能であった。
材ＲＶ６９５の化学成分に相当する鋼を量産規模で製造
し、２００ｍｍ丸の素材に熱間鍛造した。また、比較材
として同じ量産規模で製造した低ＣのＳＫＨ５１（実施
例１と同等組成）２００ｍｍ丸素材から深溝成形用の転
造ダイスを製作し実用性能を比較した。熱処理条件は、
ＲＶ６９５相当鋼には１１２０℃で焼入れした後、５６
０℃で焼もどし処理を行ない、その硬さはＨＲＣ６２．
２であった。また、低ＣのＳＫＨ５１相当鋼には１１５
０℃で焼入した後、５６０℃で焼もどし処理を行ない、
その硬さはＨＲＣ６３．３であった。転造ダイスによる
実用性能試験は、成形荷重が６トンで成形速度を６ｍ／
ｓｅｃとした。寿命判定は被加工材に転写される工具の
割れ疵が発生するまでの成形個数で評価した。実用性能
試験を実施した結果、低ＣのＳＫＨ５１は２７５個で割
れが発生し、本発明鋼部材は、４２，０００個の成形が
可能であった。
【００３３】
【発明の効果】以上の如く、本発明鋼は、高速度鋼の合
金組成を有しながら従来にない共晶炭化物を実質的に含
有しない高速度鋼部材という全く新しい組織概念に基づ
いて発明されたのである。つまり、一次晶炭化物のう
ち、ＭＣ型炭化物だけが均一に分散した組織とすること
で、ＨＲＣ６０以上の硬さと、最高のシャルピー衝撃値
を有し、さらに鍛伸材の長手方向と、それに垂直な方向
のシャルピー衝撃値の比が０．７以上が得られるなど高
靭性高速度鋼部材として極めて有意な材料である。
金組成を有しながら従来にない共晶炭化物を実質的に含
有しない高速度鋼部材という全く新しい組織概念に基づ
いて発明されたのである。つまり、一次晶炭化物のう
ち、ＭＣ型炭化物だけが均一に分散した組織とすること
で、ＨＲＣ６０以上の硬さと、最高のシャルピー衝撃値
を有し、さらに鍛伸材の長手方向と、それに垂直な方向
のシャルピー衝撃値の比が０．７以上が得られるなど高
靭性高速度鋼部材として極めて有意な材料である。
【図１】本発明鋼部材 ＲＶ６９３の焼入れ、焼もどし
後の金属ミクロ組織を示す図である。
後の金属ミクロ組織を示す図である。
【図２】従来鋼（マトリックス鋼Ａ）の焼入れ、焼もど
し後の金属ミクロ組織を示す図である。
し後の金属ミクロ組織を示す図である。
【表１】
【表２】
【表３】
Claims (11)
- 【請求項１】 焼入れ焼もどし後の硬化状態のＮb無添
加またはＮbを2.0%未満で含有する高速度鋼部材であっ
て、前記高速度鋼部材の組織中の一次晶炭化物のうち、
Ｍ6Ｃ型とＭ2Ｃ型の１種または２種の合計が全体に対す
る面積率で皆無かまたは２％以下、残部が実質的にＭＣ
型の一次晶炭化物からなることを特徴とする高靭性高速
度鋼部材。 - 【請求項２】 ＭＣ型炭化物の晶出温度と、Ｍ6Ｃ型ま
たはＭ2Ｃ型共晶炭化物の晶出温度との温度差が３０℃
以上であり、一次晶のＭＣ型炭化物が非共晶的凝固組織
を有する請求項１に記載の高靭性高速度鋼部材。 - 【請求項３】 高速度鋼部材の硬さがＨＲＣ６０以上で
あり、かつ鍛伸材の長手方向と、それに垂直な方向のシ
ャルピー衝撃値の比が０．７以上である請求項１または
２に記載の高靭性高速度鋼部材。 - 【請求項４】 高速度鋼部材が、重量％でＣ０．５〜
２．０％、Ｓｉ２．０％以下、Ｍｎ１．５％以下、Ｃｒ
３．５％〜６．０％、Ｍｏ３．０〜６．０％を含み、Ｖ
５．０％以下とＮｂ２．０％未満の１種または２種を合
計で０．５％以上、Ｎ０．０２〜０．０７％含有し、残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなる請求項１ないし
３のいずれかに記載の高靭性高速度鋼部材。 - 【請求項５】 高速度鋼部材が、重量％でＣ０．５〜
２．０％、Ｓｉ２．０％以下、Ｍｎ１．５％以下、Ｃｒ
３．５％〜６．０％、Ｗ２．０％以下、Ｍｏ３．０〜
６．０％を含み、Ｖ５．０％以下とＮｂ２．０％未満の
１種または２種を合計で０．５％以上、Ｎ０．０２〜
０．０７％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物か
らなる請求項１ないし３のいずれかに記載の高靭性高速
度鋼部材。 - 【請求項６】 Ｆｅの一部をＣｏ１２．０％以下で置換
した請求項４または５に記載の高靭性高速度鋼部材。 - 【請求項７】 Ｆｅの一部をＴｉ０．１０％以下で置換
した請求項４ないし６のいずれかに記載の高靭性高速度
鋼部材。 - 【請求項８】 重量％でＣ０．５〜２．０％、Ｓｉ２．
０％以下、Ｍｎ１．５％以下、Ｃｒ３．５％〜６．０
％、Ｍｏ３．０〜６．０％を含み、Ｖ５．０％以下とＮ
ｂ２．０％未満の１種または２種を合計で０．５％以
上、Ｎ０．０２〜０．０７％含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなる鋼を熱間加工前、あるいは熱間
加工の途中で１１００〜１２００℃の均質拡散処理を行
なうことを特徴とする高靭性高速度鋼部材の製造方法。 - 【請求項９】 重量％でＣ０．５〜２．０％、Ｓｉ２．
０％以下、Ｍｎ１．５％以下、Ｃｒ３．５％〜６．０
％、Ｗ２．０％以下、Ｍｏ３．０〜６．０％を含み、Ｖ
５．０％以下とＮｂ２．０％未満の１種または２種を合
計で０．５％以上、Ｎ０．０２〜０．０７％含有し、残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を熱間加工
前、あるいは熱間加工の途中で１１００〜１２００℃の
均質拡散処理を行なうことを特徴とする高靭性高速度鋼
部材の製造方法。 - 【請求項１０】 Ｆｅの一部をＣｏ１２．０％以下で置
換した請求項８または９に記載の高靭性高速度鋼部材の
製造方法。 - 【請求項１１】 Ｆｅの一部をＴｉ０．１０％以下で置
換した請求項８ないし１０のいずれかに記載の高靭性高
速度鋼部材の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP13530793A JP3257649B2 (ja) | 1993-05-13 | 1993-05-13 | 高靭性高速度鋼部材およびその製造方法 |
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Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13530793A JP3257649B2 (ja) | 1993-05-13 | 1993-05-13 | 高靭性高速度鋼部材およびその製造方法 |
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|---|---|
| JPH06322482A true JPH06322482A (ja) | 1994-11-22 |
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Family
ID=15148667
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13530793A Expired - Fee Related JP3257649B2 (ja) | 1993-05-13 | 1993-05-13 | 高靭性高速度鋼部材およびその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
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| EP (1) | EP0630984A1 (ja) |
| JP (1) | JP3257649B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003511553A (ja) * | 1999-10-05 | 2003-03-25 | ウッデホルム トウリング アクテイエボラーグ | 鋼材料、その用途とその製造 |
| WO2024024407A1 (ja) * | 2022-07-26 | 2024-02-01 | 株式会社プロテリアル | 合金鋼 |
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| JPH10273756A (ja) * | 1997-03-31 | 1998-10-13 | Daido Steel Co Ltd | 鋳物製冷間工具およびその製造方法 |
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| JP4144094B2 (ja) * | 1999-01-28 | 2008-09-03 | 日立金属株式会社 | メタルバンドソー用刃材 |
| CA2333933C (en) * | 2000-02-04 | 2004-09-21 | Hitachi, Ltd. | Valve bonded with corrosion and wear proof alloy and apparatuses using said valve |
| JP3978004B2 (ja) * | 2000-08-28 | 2007-09-19 | 株式会社日立製作所 | 耐蝕・耐摩耗性合金とそれを用いた機器 |
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| US7909906B2 (en) | 2001-06-21 | 2011-03-22 | Uddeholms Ab | Cold work steel and manufacturing method thereof |
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| AT410447B (de) * | 2001-10-03 | 2003-04-25 | Boehler Edelstahl | Warmarbeitsstahlgegenstand |
| DE10202770B4 (de) * | 2002-01-25 | 2006-06-14 | Stahlwerk Ergste Westig Gmbh | Bimetall-Sägeband |
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| CN108300943B (zh) * | 2018-02-07 | 2020-06-19 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种热轧耐磨钢板及其制造方法 |
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| CN114871293B (zh) * | 2022-04-24 | 2023-04-07 | 中国科学院金属研究所 | 一种m50轴承钢棒材及其制备方法 |
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1993
- 1993-05-13 JP JP13530793A patent/JP3257649B2/ja not_active Expired - Fee Related
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1994
- 1994-05-13 EP EP94107490A patent/EP0630984A1/en not_active Withdrawn
-
1996
- 1996-02-12 US US08/600,153 patent/US5651842A/en not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0630984A1 (en) | 1994-12-28 |
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|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |