JPH0759743B2 - 高強度・高硬度焼結合金 - Google Patents
高強度・高硬度焼結合金Info
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- JPH0759743B2 JPH0759743B2 JP1127799A JP12779989A JPH0759743B2 JP H0759743 B2 JPH0759743 B2 JP H0759743B2 JP 1127799 A JP1127799 A JP 1127799A JP 12779989 A JP12779989 A JP 12779989A JP H0759743 B2 JPH0759743 B2 JP H0759743B2
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- amount
- hardness
- ratio
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Description
【発明の詳細な説明】 ＜産業上の利用分野＞ この発明は高強度・高硬度焼結合金に関する。
＜従来の技術＞ 高速度鋼を粉末冶金法によって作ると、溶製材に比べ
て、炭化物粒子が微細且つ均一となって、靱性、鍛造
性、被研削性に優れるなど、多くの利点のあることが古
くから知られている。そして、従来における焼結高速度
鋼はアトマイズ粉末を原料としているものがほとんどで
あり、焼結後鍛造・圧延などを行う必要があったため、
強度に方向性があり、炭化物の増加にも限界が生じ、JI
S組成に対して数wt％しか増加できなかった。従って、
最近では、焼結後は、不活性ガスを用いて静水圧加圧し
ながら加熱するHIP（熱間静水圧プレス）処理するだけ
で良い、還元粉末及び炭化物と金属粉末を原料とした焼
結高速度鋼が注目されてきている。
て、炭化物粒子が微細且つ均一となって、靱性、鍛造
性、被研削性に優れるなど、多くの利点のあることが古
くから知られている。そして、従来における焼結高速度
鋼はアトマイズ粉末を原料としているものがほとんどで
あり、焼結後鍛造・圧延などを行う必要があったため、
強度に方向性があり、炭化物の増加にも限界が生じ、JI
S組成に対して数wt％しか増加できなかった。従って、
最近では、焼結後は、不活性ガスを用いて静水圧加圧し
ながら加熱するHIP（熱間静水圧プレス）処理するだけ
で良い、還元粉末及び炭化物と金属粉末を原料とした焼
結高速度鋼が注目されてきている。
還元粉末は所定組成の酸化物を強粉砕・混合した後、比
較的低温下（約100℃）で還元・加炭して得られるの
で、炭化物が微細であるばかりでなく、成形性や焼結性
などが優れる。
較的低温下（約100℃）で還元・加炭して得られるの
で、炭化物が微細であるばかりでなく、成形性や焼結性
などが優れる。
また、HIP処理するだけでよく、鍛造・圧延などの塑性
加工が不要なため、炭化物や窒化物及び硼化物などを富
化した焼結高速度鋼をつくることが容易である。そし
て、これらのうち、JIS高速度鋼相当の組成の焼結高速
度鋼と、これに対してJIS高速度鋼の組成より炭化物を
富化した場合については、本発明者らが強度支配因子を
明らかとしたため、安定した炭化物富化の焼結高速度鋼
が得られるようになった（特願昭62−281149号、特願昭
63−170975号参照）。
加工が不要なため、炭化物や窒化物及び硼化物などを富
化した焼結高速度鋼をつくることが容易である。そし
て、これらのうち、JIS高速度鋼相当の組成の焼結高速
度鋼と、これに対してJIS高速度鋼の組成より炭化物を
富化した場合については、本発明者らが強度支配因子を
明らかとしたため、安定した炭化物富化の焼結高速度鋼
が得られるようになった（特願昭62−281149号、特願昭
63−170975号参照）。
＜発明が解決しようとする課題＞ 前述の如く、本発明者らによって、主として還元粉末を
原料とした焼結高速度鋼についての強度支配因子が明ら
かにされ〔粉体および粉末冶金、35（1988）,505及び同
36（1989）,324にて論文発表剤〕、 結果として高強度なSKH57（抗折力が480〜490Kgf/mm2、
硬さがHV840〜870）や高硬度なSKH57＋VC（抗折力が320
〜430Kgf/mm2、硬さがHV895〜915）などの優れた特性を
有した焼結高速度鋼が得られるようになったが、実際の
市場ではもっと高い硬さが要求される場合がある。例え
ば、現在最も高速度鋼が用いられているエンドミルのよ
うな工具では、より高い硬度が要求されるものである。
原料とした焼結高速度鋼についての強度支配因子が明ら
かにされ〔粉体および粉末冶金、35（1988）,505及び同
36（1989）,324にて論文発表剤〕、 結果として高強度なSKH57（抗折力が480〜490Kgf/mm2、
硬さがHV840〜870）や高硬度なSKH57＋VC（抗折力が320
〜430Kgf/mm2、硬さがHV895〜915）などの優れた特性を
有した焼結高速度鋼が得られるようになったが、実際の
市場ではもっと高い硬さが要求される場合がある。例え
ば、現在最も高速度鋼が用いられているエンドミルのよ
うな工具では、より高い硬度が要求されるものである。
この発明はこのような従来の技術に着目してなされたも
のであり、伝統的な高速度鋼の組成を大幅に変更するこ
となく、従来の高速度鋼と同等以上の強度で且つ高硬度
な焼結鋼材を提供せんとするものである。
のであり、伝統的な高速度鋼の組成を大幅に変更するこ
となく、従来の高速度鋼と同等以上の強度で且つ高硬度
な焼結鋼材を提供せんとするものである。
＜課題を解決するための手段＞ この発明に係る高強度・高硬度焼結合金は、上記の目的
を達成するため、W/Mo/V比をJIS高速度鋼のそれと一致
させ、該JIS高速度鋼の金属相であるFe、Coと硬質相中
のCrだけを、JIS高速度鋼におけるそれらの標準含有比
率から合計量で10〜30wt％減少させたものである。この
発明で、JIS高速度鋼とは、SKH57、SKH53、SKH51、SKH1
0である。
を達成するため、W/Mo/V比をJIS高速度鋼のそれと一致
させ、該JIS高速度鋼の金属相であるFe、Coと硬質相中
のCrだけを、JIS高速度鋼におけるそれらの標準含有比
率から合計量で10〜30wt％減少させたものである。この
発明で、JIS高速度鋼とは、SKH57、SKH53、SKH51、SKH1
0である。
本発明の内容を各JIS高速度鋼ごとの具体的組成として
表すと以下のようになる。
表すと以下のようになる。
すなわち、この発明に係る高強度・高硬度焼結合金（SK
H57相当）は、Cr/Co/Feの比率とW/Mo/Vの比率がそれぞ
れJIS高速度鋼SK57に相当するように、Cr/Co/Fe＝4/10/
67.75、W/Mo/V＝10/3.5/3.5であり、且つCr＋Co＋Fe
量、Ｃ＋Ｗ＋Mo＋Ｖ量がそれぞれ、Cr＋Co＋Fe＝51.75
〜71.75wt％、Ｃ＋Ｗ＋Mo＋Ｖ＝28.25〜48.25wt％であ
る。
H57相当）は、Cr/Co/Feの比率とW/Mo/Vの比率がそれぞ
れJIS高速度鋼SK57に相当するように、Cr/Co/Fe＝4/10/
67.75、W/Mo/V＝10/3.5/3.5であり、且つCr＋Co＋Fe
量、Ｃ＋Ｗ＋Mo＋Ｖ量がそれぞれ、Cr＋Co＋Fe＝51.75
〜71.75wt％、Ｃ＋Ｗ＋Mo＋Ｖ＝28.25〜48.25wt％であ
る。
別の発明に係る高強度・高硬度焼結合金（SKH53相当）
は、Cr/Feの比率とW/Mo/Vの比率がそれぞれJISの高速度
鋼SK53に相当するように、Cr/Fe＝4.15/80.57、W/Mo/V
＝6.1/5/3であり、且つCr＋Fe量、Ｃ＋Ｗ＋Mo＋Ｖ量が
それぞれ、Cr＋Fe＝54.72〜74.72wt％、Ｃ＋Ｗ＋Mo＋Ｖ
＝25.28〜45.28wt％である。
は、Cr/Feの比率とW/Mo/Vの比率がそれぞれJISの高速度
鋼SK53に相当するように、Cr/Fe＝4.15/80.57、W/Mo/V
＝6.1/5/3であり、且つCr＋Fe量、Ｃ＋Ｗ＋Mo＋Ｖ量が
それぞれ、Cr＋Fe＝54.72〜74.72wt％、Ｃ＋Ｗ＋Mo＋Ｖ
＝25.28〜45.28wt％である。
別の発明に係る高強度・高硬度焼結合金（SKH51相当）
は、Cr/Feの比率とW/Mo/Vの比率がそれぞれJIS高速度鋼
SK51に相当するように、Cr/Fe＝4.15/82、W/Mo＝6.1/5/
1.9であり、且つCr＋Fe量、Ｃ＋Ｗ＋Mo＋Ｖ量がそれぞ
れ、Cr＋Fe＝56.15〜76.15wt％、Ｃ＋Ｗ＋Mo＋Ｖ＝23.8
5〜43.85wt％である。
は、Cr/Feの比率とW/Mo/Vの比率がそれぞれJIS高速度鋼
SK51に相当するように、Cr/Fe＝4.15/82、W/Mo＝6.1/5/
1.9であり、且つCr＋Fe量、Ｃ＋Ｗ＋Mo＋Ｖ量がそれぞ
れ、Cr＋Fe＝56.15〜76.15wt％、Ｃ＋Ｗ＋Mo＋Ｖ＝23.8
5〜43.85wt％である。
更に別の発明に係る高強度・高硬度焼結合金（SKH10相
当）は、Cr/Co/Feの比率とW/Vの比率がそれぞれJIS高速
度鋼SC10に相当するように、Cr/Co/Fe＝4.15/5/71.82、
W/V＝12.5/5であり、且つCr＋Co＋Fe量、Ｃ＋Ｗ＋Ｖ量
がそれぞれ、Cr＋Co＋Fe＝50.97〜70.97wt％、Ｃ＋Ｗ＋
Ｖ＝29.03〜49.03wt％である。
当）は、Cr/Co/Feの比率とW/Vの比率がそれぞれJIS高速
度鋼SC10に相当するように、Cr/Co/Fe＝4.15/5/71.82、
W/V＝12.5/5であり、且つCr＋Co＋Fe量、Ｃ＋Ｗ＋Ｖ量
がそれぞれ、Cr＋Co＋Fe＝50.97〜70.97wt％、Ｃ＋Ｗ＋
Ｖ＝29.03〜49.03wt％である。
更に別の発明に係る高強度・高硬度焼結合金は、前記３
種類の組成の合金のいずれか１つに、TiN、ZrN、TaN、N
bN、HfN、TiCN、ZrCN、TaCN、NbCN、HfCNの少なくとも
１種以上を5.0〜30wt％の割合で添加したものである。
種類の組成の合金のいずれか１つに、TiN、ZrN、TaN、N
bN、HfN、TiCN、ZrCN、TaCN、NbCN、HfCNの少なくとも
１種以上を5.0〜30wt％の割合で添加したものである。
＜作 用＞ 発明者らはまず従来の高速度鋼についてその硬質相と金
属相の比率を尊重することとし、JIS高速度鋼を基準と
して、まず金属相を減少させることにより、硬質相を相
対的に増加しようとした。
属相の比率を尊重することとし、JIS高速度鋼を基準と
して、まず金属相を減少させることにより、硬質相を相
対的に増加しようとした。
代表的なJIS高速度鋼として、以下の３種の組成が公知
である。
である。
例えば、「高速度鋼」としてのSKH57の金属相であるF
e、Coを減少させ、炭化物形成元素である硬質相として
のＷ、Mo、Cr、Ｖの量をSKH57と同比率のまま全体量を
相対的に増加させた場合の合金組成を調べてみた。その
結果、Fe、Coの減少量がJIS高速度鋼の標準含有比率に
対して15wt％以上になると通常のSKH57では認められな
い折出物M2Cが生じ、このため強度（抗折力）が著しく
低下して目的の高強度・高硬度焼結合金が得られなかっ
た。EPMA（Electron Probe Microanalyser:電子線を絞
って試料に照射し、試料自体をターゲットとして発生す
る特性Ｘ線を分光することによって組成分析を行う方
法）によって、得られた合金の各炭化物とマトリックス
について組成分析をしたところ、マトリックス中のCr量
が異常に高くなっていることを見出した。このことはCr
量の増加がマトリックスの組成を大幅に変化させ高速度
鋼（SKH57）と異なった合金系になってしまったことを
示している。その原因としては高速度鋼中のCrがM23C6
となってマトリックス中に固溶したためと思われる。そ
こでCr量を金属相（Fe、Co）と一緒に低下させてみたと
ころ。結果は、強度（抗折力）及び硬さとも向上し、前
述の如き強度低下の原因となっていた析出物M2Cも認め
られなくなった。すなわち、金属相（Fe、Co）量を低下
させただけでは、前述の如く、合金中マトリックスにお
けるCr量が異常に高くなるため、金属相（Fe、Co）量と
一緒にCr量も低下させて、マトリックスにおえけるCr量
の異常な増加を抑えて、マトリックス中におけるCr量を
通常のSKH57とほぼ同じにさせたものである。
e、Coを減少させ、炭化物形成元素である硬質相として
のＷ、Mo、Cr、Ｖの量をSKH57と同比率のまま全体量を
相対的に増加させた場合の合金組成を調べてみた。その
結果、Fe、Coの減少量がJIS高速度鋼の標準含有比率に
対して15wt％以上になると通常のSKH57では認められな
い折出物M2Cが生じ、このため強度（抗折力）が著しく
低下して目的の高強度・高硬度焼結合金が得られなかっ
た。EPMA（Electron Probe Microanalyser:電子線を絞
って試料に照射し、試料自体をターゲットとして発生す
る特性Ｘ線を分光することによって組成分析を行う方
法）によって、得られた合金の各炭化物とマトリックス
について組成分析をしたところ、マトリックス中のCr量
が異常に高くなっていることを見出した。このことはCr
量の増加がマトリックスの組成を大幅に変化させ高速度
鋼（SKH57）と異なった合金系になってしまったことを
示している。その原因としては高速度鋼中のCrがM23C6
となってマトリックス中に固溶したためと思われる。そ
こでCr量を金属相（Fe、Co）と一緒に低下させてみたと
ころ。結果は、強度（抗折力）及び硬さとも向上し、前
述の如き強度低下の原因となっていた析出物M2Cも認め
られなくなった。すなわち、金属相（Fe、Co）量を低下
させただけでは、前述の如く、合金中マトリックスにお
けるCr量が異常に高くなるため、金属相（Fe、Co）量と
一緒にCr量も低下させて、マトリックスにおえけるCr量
の異常な増加を抑えて、マトリックス中におけるCr量を
通常のSKH57とほぼ同じにさせたものである。
＜実 施 例＞ この実施例では、SKH57と同一組成の還元粉末を原料と
して用い、金属相（Fe、Co）量及び硬質相中のCr量を低
減させた高強度・高硬度焼結合金を作り、その性質を調
べた。
して用い、金属相（Fe、Co）量及び硬質相中のCr量を低
減させた高強度・高硬度焼結合金を作り、その性質を調
べた。
実験 １ はじめに、硬質相（炭化物形成元素）であるＷ、Mo、C
r、Ｖの組成比をSKH57と同比率としたままその合計量を
増加させることにより、金属相量（Fe、Co）を相対的に
減少させた試料をつくった。即ち、SKH57用還元粉末に
対して、WC、Mo2C、Cr3C2、VC、Ｗ、Mo（平均粒度はい
ずれも1.5μｍ以下）を適当量添加後、ボールミル、乾
燥、プレス、焼結を行った。この時の試料（ａ）〜
（ｅ）の組成を表１に示す。表１にはSKH57の組成も参
考のため挙げてある。
r、Ｖの組成比をSKH57と同比率としたままその合計量を
増加させることにより、金属相量（Fe、Co）を相対的に
減少させた試料をつくった。即ち、SKH57用還元粉末に
対して、WC、Mo2C、Cr3C2、VC、Ｗ、Mo（平均粒度はい
ずれも1.5μｍ以下）を適当量添加後、ボールミル、乾
燥、プレス、焼結を行った。この時の試料（ａ）〜
（ｅ）の組成を表１に示す。表１にはSKH57の組成も参
考のため挙げてある。
そして、以上及び以下に示す試料はどれもボールミル条
件を湿式で72時間一定とし、乾燥、成形の後、1180℃及
び1200℃の焼結温度（TS）で１時間の真空焼結（6.7P
a）、1150℃で1.5時間のHIP処理（150MPa、Ar雰囲気
中）を行った。
件を湿式で72時間一定とし、乾燥、成形の後、1180℃及
び1200℃の焼結温度（TS）で１時間の真空焼結（6.7P
a）、1150℃で1.5時間のHIP処理（150MPa、Ar雰囲気
中）を行った。
その後、1170〜1200℃の焼入れ温度（TQ）で５分保持後
油焼入れし、500〜620℃の焼き戻し温度（TA）で1.5時
間の焼戻しを３回行った。合金中のＣ量は、計算により
求められる規定値としたが、必要に応じてそれよりも大
幅に変化させた試料も調整した。
油焼入れし、500〜620℃の焼き戻し温度（TA）で1.5時
間の焼戻しを３回行った。合金中のＣ量は、計算により
求められる規定値としたが、必要に応じてそれよりも大
幅に変化させた試料も調整した。
試験片は24mm×8mm×4mmのJIS試験片とし、得られた各
試験片について光顕組織観察、抗折力（σｍ）測定、硬
さ（HV、196N）測定、Ｘ線回析、EPMA分析などを行っ
た。
試験片について光顕組織観察、抗折力（σｍ）測定、硬
さ（HV、196N）測定、Ｘ線回析、EPMA分析などを行っ
た。
まず最初に、焼結温度（TS）を1200℃としたときの焼結
組織に及ぼす金属相量（Co、Fe）減少の影響を確認すべ
く、光学顕微鏡にて試料（ａ）〜（ｅ）の金属組織を観
察した。結果は、金属相量が減少するに伴って析出物MC
及びM6Cの量が多くなり、そしてそれらのサイズも徐々
に大きくなっていることが判明した。特に、金属相量を
SKH57に標準含有比率から15wt％減少させた試料（ｃ）
や、20wt％減少させた試料（ｄ）などでは、SKH57では
認められない板状炭化物が生じ、この板状炭化物の量及
び粒度が金属相の減少と共に大きくなっていることが確
認された。更にTQを1170℃として焼入れをした時の炭化
物はマトリックスに固溶し、残存しているのは一次炭化
物であることも判明した。そして、TAを560℃として焼
戻ししたときの炭化物な状態は焼入れ後とほぼ同じで、
マトリックスはSKH57と同様な焼戻しマルテンサイト組
織を示していた。
組織に及ぼす金属相量（Co、Fe）減少の影響を確認すべ
く、光学顕微鏡にて試料（ａ）〜（ｅ）の金属組織を観
察した。結果は、金属相量が減少するに伴って析出物MC
及びM6Cの量が多くなり、そしてそれらのサイズも徐々
に大きくなっていることが判明した。特に、金属相量を
SKH57に標準含有比率から15wt％減少させた試料（ｃ）
や、20wt％減少させた試料（ｄ）などでは、SKH57では
認められない板状炭化物が生じ、この板状炭化物の量及
び粒度が金属相の減少と共に大きくなっていることが確
認された。更にTQを1170℃として焼入れをした時の炭化
物はマトリックスに固溶し、残存しているのは一次炭化
物であることも判明した。そして、TAを560℃として焼
戻ししたときの炭化物な状態は焼入れ後とほぼ同じで、
マトリックスはSKH57と同様な焼戻しマルテンサイト組
織を示していた。
第１図に表１で示した試料（ｂ）（ｃ）（ｅ）について
Ｘ線回析を行った結果を示した。顕微鏡観察で板状炭化
物が認められた試料（ｃ）と試料（ｅ）では通常のSKH5
7では見られない析出物M2Cが認められた。すなわち、こ
の析出物M2Cが板状炭化物の正体であると思われる。
Ｘ線回析を行った結果を示した。顕微鏡観察で板状炭化
物が認められた試料（ｃ）と試料（ｅ）では通常のSKH5
7では見られない析出物M2Cが認められた。すなわち、こ
の析出物M2Cが板状炭化物の正体であると思われる。
第２図にTSを1200℃、TQを1170℃、TAを560℃としたと
きの抗折力σｍ及び硬さHVの測定結果を示す。金属相量
の減少と共に硬さHVは向上し、抗折力σｍは低下する。
そして析出物M2Cを生じた試料（ｃ）〜（ｅ）では、強
度の低下が著しかった。
きの抗折力σｍ及び硬さHVの測定結果を示す。金属相量
の減少と共に硬さHVは向上し、抗折力σｍは低下する。
そして析出物M2Cを生じた試料（ｃ）〜（ｅ）では、強
度の低下が著しかった。
実験 ２ そして、次に金属相量の減少とCr量との関係を調べるた
めに、上記表１の（ｅ）についてCr量を減少させた試料
（ｆ）〜（ｈ）をつくり、その組成を表２に示した。
めに、上記表１の（ｅ）についてCr量を減少させた試料
（ｆ）〜（ｈ）をつくり、その組成を表２に示した。
試料（ｅ）〜（ｈ）の焼結合金組織（TS＝1200℃）を光
学顕微鏡により観察したところ、Cr量が減少するとM2C
（板状炭化物）が減少し、試料（ｇ）（ｈ）ではM2Cの
存在は全く認められなかった。また、試料（ｈ）におけ
るマトリックスの組成はほぼSKH57と同様であることも
確認できた。
学顕微鏡により観察したところ、Cr量が減少するとM2C
（板状炭化物）が減少し、試料（ｇ）（ｈ）ではM2Cの
存在は全く認められなかった。また、試料（ｈ）におけ
るマトリックスの組成はほぼSKH57と同様であることも
確認できた。
第３図にTQ＝1200℃、TA＝560℃としたときの抗折力σ
ｍ及び硬さHVに及ぼすCr量の影響を示した。硬さHVはCr
量の減少に伴って上昇した。抗折力σｍはM2Cが認めら
れなくなった試料（ｇ）（ｈ）から上昇している。試料
（ｈ）はCr3C2をまったく添加しなかった場合であり、C
rと（Co、Fe）の比率はSKH57とほぼ同じとなっていた。
すなわち、試料（ｈ）は、Ｗ、Mo、ＶをSKH57と同比率
としたまま、同様にCr、Co、FeもSKH57と同比率のまま
その合計量だけを相対的に低減した試料となっている。
なお、結果は省略するが、前記表１における試料（ｂ）
（ｃ）についてCr量を減少させた場合も、試料（ｅ）と
同様に、強度及び硬度が向上する傾向にあり、結果とし
て、W/Mo/V比をJIS高速度鋼のそれと一致させ、該JIS高
速度鋼の金属相であるFe、Coと硬質相中のCrだけを、JI
S高速度鋼におけるそれらの標準含有比率から合計で10
〜30wt％減少させることにより、強度及び硬度が高まる
ことを確認した。更に、試料（ｈ）については、添加物
をより微粒とし、抗折力を約250Kgf/mm2まで向上できる
ことも確かめた。
ｍ及び硬さHVに及ぼすCr量の影響を示した。硬さHVはCr
量の減少に伴って上昇した。抗折力σｍはM2Cが認めら
れなくなった試料（ｇ）（ｈ）から上昇している。試料
（ｈ）はCr3C2をまったく添加しなかった場合であり、C
rと（Co、Fe）の比率はSKH57とほぼ同じとなっていた。
すなわち、試料（ｈ）は、Ｗ、Mo、ＶをSKH57と同比率
としたまま、同様にCr、Co、FeもSKH57と同比率のまま
その合計量だけを相対的に低減した試料となっている。
なお、結果は省略するが、前記表１における試料（ｂ）
（ｃ）についてCr量を減少させた場合も、試料（ｅ）と
同様に、強度及び硬度が向上する傾向にあり、結果とし
て、W/Mo/V比をJIS高速度鋼のそれと一致させ、該JIS高
速度鋼の金属相であるFe、Coと硬質相中のCrだけを、JI
S高速度鋼におけるそれらの標準含有比率から合計で10
〜30wt％減少させることにより、強度及び硬度が高まる
ことを確認した。更に、試料（ｈ）については、添加物
をより微粒とし、抗折力を約250Kgf/mm2まで向上できる
ことも確かめた。
実験 ３ 次に窒化物としてTiNを前記試料（ｈ）に対して添加し
た場合の強度及び硬度を調べてみた（第４図参照）。こ
の実験３では、TS＝1230℃、TQ＝1170℃、TA＝560℃と
した。
た場合の強度及び硬度を調べてみた（第４図参照）。こ
の実験３では、TS＝1230℃、TQ＝1170℃、TA＝560℃と
した。
例えば、TiNを試料（ｈ）に対して最大18.19wt％添加し
た場合の結果は、抗折力が約200Kgf/mm2で硬かがHV1400
程度で、抗折力は溶製高速度鋼と同程度であって、硬さ
はWC−Co系超硬合金並みになることが示された。この理
由を明らかとするため、まずSKH57に対して同様にTiNを
添加し炭化物添加と比較して研究した。その結果以下の
ことが確認された。
た場合の結果は、抗折力が約200Kgf/mm2で硬かがHV1400
程度で、抗折力は溶製高速度鋼と同程度であって、硬さ
はWC−Co系超硬合金並みになることが示された。この理
由を明らかとするため、まずSKH57に対して同様にTiNを
添加し炭化物添加と比較して研究した。その結果以下の
ことが確認された。
VC、TiCなどの炭化物を添加する場合は、添加炭化物中
に原料還元粉末中のＷ、Moなどが内部まで固溶し、結果
として原料粉末中のM6Cが消滅する。M6Cは二次硬化に有
利な炭化物であり、これが減少すると、熱処理での硬さ
上昇が低下し、焼結高速度鋼の硬化にとっては不利とな
る。更に、添加硬質物にＷ、Moなどが固溶することは、
これらの硬質物の（固溶体）の粒度がその分大きくな
り、硬さを上昇しにくくする（微粒ほど硬さが高くなり
やすいからである）。ところで、TiN添加の場合は、焼
結途中で粒子周辺のＮが脱Ｎ（Ｎが分解放出）され、同
時に浸炭してTiCとなり、ぬれを生じて焼結する。この
ときやはり、生じたTiC中へはＷ、Moなどが固溶する
が、粒子内部はTiNであるためＷ、Moは固溶ができない
（WN、MoNなどは1200℃程度では生成しない）。このた
め、炭化物と比べて原料粉末中のＷ、Moを固溶しにく
く、炭化物の場合よりその粒度が大となりにくい。また
M6Cの減少も炭化物添加の場合より少ない。結果とし
て、TiN（窒化物）添加の方が炭化物の場合より硬い焼
結高速度鋼を得易いことになる。
に原料還元粉末中のＷ、Moなどが内部まで固溶し、結果
として原料粉末中のM6Cが消滅する。M6Cは二次硬化に有
利な炭化物であり、これが減少すると、熱処理での硬さ
上昇が低下し、焼結高速度鋼の硬化にとっては不利とな
る。更に、添加硬質物にＷ、Moなどが固溶することは、
これらの硬質物の（固溶体）の粒度がその分大きくな
り、硬さを上昇しにくくする（微粒ほど硬さが高くなり
やすいからである）。ところで、TiN添加の場合は、焼
結途中で粒子周辺のＮが脱Ｎ（Ｎが分解放出）され、同
時に浸炭してTiCとなり、ぬれを生じて焼結する。この
ときやはり、生じたTiC中へはＷ、Moなどが固溶する
が、粒子内部はTiNであるためＷ、Moは固溶ができない
（WN、MoNなどは1200℃程度では生成しない）。このた
め、炭化物と比べて原料粉末中のＷ、Moを固溶しにく
く、炭化物の場合よりその粒度が大となりにくい。また
M6Cの減少も炭化物添加の場合より少ない。結果とし
て、TiN（窒化物）添加の方が炭化物の場合より硬い焼
結高速度鋼を得易いことになる。
ここで前記試料（ｈ）について、TiNを添加したのは、
以上のことを確めたうえで、TiN（窒化物）が、原料還
元粉末（原則としては、いかなる種類の原料でも同じで
あるが）中のＷ、Moを固溶しにくいということから、原
料の組成を変化させにくい点にも注目したためである。
結果として前記試料（ｈ）の優れた抗折力をあまり低下
させず、硬さを著しく硬くできたのである。
以上のことを確めたうえで、TiN（窒化物）が、原料還
元粉末（原則としては、いかなる種類の原料でも同じで
あるが）中のＷ、Moを固溶しにくいということから、原
料の組成を変化させにくい点にも注目したためである。
結果として前記試料（ｈ）の優れた抗折力をあまり低下
させず、硬さを著しく硬くできたのである。
尚、窒化物添加にえおいては、脱Ｎに注意して焼結する
のは上記の結果から考えて当然であるのでこれは省略し
た。更に、この実験３では、窒化物としてTiNを例にし
たが、その他ZrN、TaN、NbN、HfN等の窒化物や、TiCN、
ZrCN、TaCN、NbCN、HfCN等の炭窒化物の少なくとも一種
以上を5.0〜30wt％の割合で含んでいればよい。
のは上記の結果から考えて当然であるのでこれは省略し
た。更に、この実験３では、窒化物としてTiNを例にし
たが、その他ZrN、TaN、NbN、HfN等の窒化物や、TiCN、
ZrCN、TaCN、NbCN、HfCN等の炭窒化物の少なくとも一種
以上を5.0〜30wt％の割合で含んでいればよい。
実験 ４ 次に、SKH57以外のJIS高速度鋼として、SKH10及びSKH51
の組成について前記実験１〜３と同じ実験を各々行っ
た。結果は、SKH57の場合と同様であった。
の組成について前記実験１〜３と同じ実験を各々行っ
た。結果は、SKH57の場合と同様であった。
＜発明の効果＞ この発明に係る高強度・高硬度焼結合金は、以上説明し
てきた如き内容のものであって、伝統的なJIS高速度鋼
の組成を尊重しつつ、その金属相及びCr量を若干減少さ
せるだけで、強度が既存の高速度鋼と同等以上で、且つ
硬度が著しく高いものとなった。従って、エンドミルの
ような比較的高い硬度と200Kgf/mm2程度の抗折力（強
度）とが同時に要求される工具や部品等を製作するため
の材料として最適である。
てきた如き内容のものであって、伝統的なJIS高速度鋼
の組成を尊重しつつ、その金属相及びCr量を若干減少さ
せるだけで、強度が既存の高速度鋼と同等以上で、且つ
硬度が著しく高いものとなった。従って、エンドミルの
ような比較的高い硬度と200Kgf/mm2程度の抗折力（強
度）とが同時に要求される工具や部品等を製作するため
の材料として最適である。
また、窒化物と炭窒化物の少なくとも一種以上を5.0〜3
0wt％の割合で添加させることで、前記強度・高硬度焼
結合金の強度をあまり低下させることなく、硬度を更に
向上させることができるという効果もある。
0wt％の割合で添加させることで、前記強度・高硬度焼
結合金の強度をあまり低下させることなく、硬度を更に
向上させることができるという効果もある。
第１図はこの発明の一実施例に係る実験１の試料（ｂ）
（ｃ）（ｅ）及びSKH57をＸ線回析した結果を示す図、 第２図は実験１の試料（ａ）〜（ｅ）及びSKH57の強度
（抗折力）及び硬度を示す図、 第３図は実験２の試料（ｅ）〜（ｈ）の強度及び硬度を
示す図、そして 第４図は実験３の炭化物を微粒とし、これにTiNを添加
した場合の強度及び硬度を示す図である。
（ｃ）（ｅ）及びSKH57をＸ線回析した結果を示す図、 第２図は実験１の試料（ａ）〜（ｅ）及びSKH57の強度
（抗折力）及び硬度を示す図、 第３図は実験２の試料（ｅ）〜（ｈ）の強度及び硬度を
示す図、そして 第４図は実験３の炭化物を微粒とし、これにTiNを添加
した場合の強度及び硬度を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭63−62845（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−120401（ＪＰ，Ａ) 特開 昭55−122801（ＪＰ，Ａ)
Claims (5)
- 【請求項１】Cr/Co/Feの比率とW/Mo/Vの比率がそれぞれ
JIS高速度鋼SK57に相当するように、 Cr/Co/Fe＝4/10/67.75 W/Mo/V＝10/3.5/3.5 であり、且つCr＋Co＋Fe量、Ｃ＋Ｗ＋Mo＋Ｖ量がそれぞ
れ、 Cr＋Co＋Fe＝51.75〜71.75wt％ Ｃ＋Ｗ＋Mo＋Ｖ＝28.25〜48.25wt％ であることを特徴とする高強度・高硬度焼結合金。 - 【請求項２】Cr/Feの比率とW/Mo/Vの比率がそれぞれJIS
高速度鋼SK53に相当するように、 Cr/Fe＝4.15/80.57 W/Mo/V＝6.1/5/3 であり、且つCr＋Fe量、Ｃ＋Ｗ＋Mo＋Ｖ量がそれぞれ、 Cr＋Fe＝54.72〜74.72wt％ Ｃ＋Ｗ＋Mo＋Ｖ＝25.28〜45.28wt％ であることを特徴とする高強度・高硬度焼結合金。 - 【請求項３】Cr/Feの比率とW/Mo/Vの比率がそれぞれJIS
高速度鋼SK51に相当するように、 Cr/Fe＝4.15/82 W/Mo/V＝6.1/5/1.9 であり且つCr＋Fe量、Ｃ＋Ｗ＋Mo＋Ｖ量がそれぞれ、 Cr＋Fe＝56.15〜76.15wt％ Ｃ＋Ｗ＋Mo＋Ｖ＝23.85〜43.85wt％ であることを特徴とする高強度・高硬度焼結合金。 - 【請求項４】Cr/Co/Feの比率とW/Vの比率がそれぞれJIS
高速度鋼SK10に相当するように、 Cr/Co/Fe＝4.15/5/71.82 W/V＝12.5/5 であり、且つCr＋Co＋Fe量、Ｃ＋Ｗ＋Ｖ量がそれぞれ、 Cr＋Co＋Fe＝50.97〜70.97wt％ Ｃ＋Ｗ＋Ｖ＝29.03〜49.03wt％ であることを特徴とする高強度・高硬度焼結合金。 - 【請求項５】請求項１〜４のいずれかに記載された組成
から成る合金中に、TiN、ZrN、TaN、NbN、HfN、TiCN、Z
rCN、TaCN、NbCN、HfCNの少なくとも１種以上を5.0〜30
wt％の割合で添加した高強度・高硬度焼結合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1127799A JPH0759743B2 (ja) | 1989-05-23 | 1989-05-23 | 高強度・高硬度焼結合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1127799A JPH0759743B2 (ja) | 1989-05-23 | 1989-05-23 | 高強度・高硬度焼結合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02310344A JPH02310344A (ja) | 1990-12-26 |
| JPH0759743B2 true JPH0759743B2 (ja) | 1995-06-28 |
Family
ID=14968966
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1127799A Expired - Lifetime JPH0759743B2 (ja) | 1989-05-23 | 1989-05-23 | 高強度・高硬度焼結合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0759743B2 (ja) |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55122801A (en) * | 1979-03-15 | 1980-09-20 | Daido Steel Co Ltd | High speed steel powder and sintered body thereof |
| JPS62120401A (ja) * | 1985-11-20 | 1987-06-01 | Hitachi Metals Ltd | 工具鋼焼結部材の製造法 |
| JPS6362845A (ja) * | 1986-09-03 | 1988-03-19 | Daido Steel Co Ltd | 焼結工具鋼 |
-
1989
- 1989-05-23 JP JP1127799A patent/JPH0759743B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02310344A (ja) | 1990-12-26 |
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