JPH0978207A - 高焼入性高硬度粉末高速度鋼 - Google Patents
高焼入性高硬度粉末高速度鋼Info
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- JPH0978207A JPH0978207A JP23097495A JP23097495A JPH0978207A JP H0978207 A JPH0978207 A JP H0978207A JP 23097495 A JP23097495 A JP 23097495A JP 23097495 A JP23097495 A JP 23097495A JP H0978207 A JPH0978207 A JP H0978207A
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- steel
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 焼入性に優れ、かつ高い硬さを有する高速度
鋼を提供する。 【解決手段】 本発明の高焼入性粉末高速度鋼は、化学
組成が質量％で、Ｃ：１．２〜２．５％、Ｓｉ：０．１
０％〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０％〜０．５０％、Ｃ
ｒ：４．５〜５．５％、Ｍｏ：３．０〜８．０％、Ｗ：
３．０〜１５．０％、Ｖ：２．０〜６．０％、Ｃｏ：
５．０〜９．５％、残部が不可避的不純物およびＦｅか
らなり、Ｗeq＝Ｗ＋２ＭｏとするときＷeqが質量％で１
５〜３０％である合金粉末、または、さらにＢ：０．０
０５０〜０．０４００％、Ｔｉ：０．０１００〜０．０
４００％を含み、Ｂef＝Ｂ−０．７７×（Ｎ−Ｔｉ／
３．４２）＞０なる関係を満足する合金粉末から形成さ
れ、かつ焼入れ焼もどし後の硬さがＨＲＣ６８以上であ
ることを特徴とする。
鋼を提供する。 【解決手段】 本発明の高焼入性粉末高速度鋼は、化学
組成が質量％で、Ｃ：１．２〜２．５％、Ｓｉ：０．１
０％〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０％〜０．５０％、Ｃ
ｒ：４．５〜５．５％、Ｍｏ：３．０〜８．０％、Ｗ：
３．０〜１５．０％、Ｖ：２．０〜６．０％、Ｃｏ：
５．０〜９．５％、残部が不可避的不純物およびＦｅか
らなり、Ｗeq＝Ｗ＋２ＭｏとするときＷeqが質量％で１
５〜３０％である合金粉末、または、さらにＢ：０．０
０５０〜０．０４００％、Ｔｉ：０．０１００〜０．０
４００％を含み、Ｂef＝Ｂ−０．７７×（Ｎ−Ｔｉ／
３．４２）＞０なる関係を満足する合金粉末から形成さ
れ、かつ焼入れ焼もどし後の硬さがＨＲＣ６８以上であ
ることを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、大型のドリル、タ
ップ、カッター等の切削工具や金型等に使用される粉末
高速度鋼に関する。
ップ、カッター等の切削工具や金型等に使用される粉末
高速度鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】ドリル、タップ、カッター等の切削工具
や金型等の材料として高速度鋼が多く用いられている。
近来、被加工材の硬度が上昇するのに伴い、これらの加
工に用いる工具の高硬度化の要求が高まっている。ま
た、切削工具や金型の寸法も大型化してきたため、大型
品でも高い硬度が得られるような焼入性に優れる高速度
鋼が要求されるようになってきた。
や金型等の材料として高速度鋼が多く用いられている。
近来、被加工材の硬度が上昇するのに伴い、これらの加
工に用いる工具の高硬度化の要求が高まっている。ま
た、切削工具や金型の寸法も大型化してきたため、大型
品でも高い硬度が得られるような焼入性に優れる高速度
鋼が要求されるようになってきた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】高速度鋼の焼入れに
は、１２００℃にも達する高温でかつ厳密な温度管理下
における加熱が必要なために、通常、ソルト炉またはガ
ス急冷機能付き真空熱処理炉が用いられている。ソルト
炉は大型品の焼入れに適しているが、ソルトの取扱にお
ける環境対策に困難がある。真空熱処理炉では、焼入れ
時に不活性ガスを炉内に導入し、この不活性ガスを換気
扇によって強制循環して冷却速度を高めることが行われ
ている。しかし、上述のような通常のガス急冷機能付き
真空熱処理炉によって、例えば従来最も汎用的に使用さ
れている高速度鋼ＪＩＳ ＳＫＨ５１を焼入れすると
き、直径２５ｍｍ以上の太径高速度鋼製品ともなると、
これを十分に焼入れ硬化することは困難である。真空熱
処理炉のガス急冷機能をさらに強化して冷却速度を高め
ればかかる太径材を焼入れ硬化することも可能となる
が、そのためには著しく設備費が嵩むという難点があ
る。
は、１２００℃にも達する高温でかつ厳密な温度管理下
における加熱が必要なために、通常、ソルト炉またはガ
ス急冷機能付き真空熱処理炉が用いられている。ソルト
炉は大型品の焼入れに適しているが、ソルトの取扱にお
ける環境対策に困難がある。真空熱処理炉では、焼入れ
時に不活性ガスを炉内に導入し、この不活性ガスを換気
扇によって強制循環して冷却速度を高めることが行われ
ている。しかし、上述のような通常のガス急冷機能付き
真空熱処理炉によって、例えば従来最も汎用的に使用さ
れている高速度鋼ＪＩＳ ＳＫＨ５１を焼入れすると
き、直径２５ｍｍ以上の太径高速度鋼製品ともなると、
これを十分に焼入れ硬化することは困難である。真空熱
処理炉のガス急冷機能をさらに強化して冷却速度を高め
ればかかる太径材を焼入れ硬化することも可能となる
が、そのためには著しく設備費が嵩むという難点があ
る。
【０００４】一方、鋼の組成を改良して焼入れ時の冷却
速度が小さくなっても安定した硬さ、靭性などの強度特
性が得られる鋼を開発しようとする試みがなされてい
る。例えば、高速度鋼をベースとしてＣｒ含有率を高め
た鋼、冷間ダイス鋼をベースとしてさらに合金元素含有
率を高めた鋼などが提案されている。これらは焼入性を
高めることはできるが、いずれもＨＲＣ６８以上といっ
た高い硬さを得るには至っていない。
速度が小さくなっても安定した硬さ、靭性などの強度特
性が得られる鋼を開発しようとする試みがなされてい
る。例えば、高速度鋼をベースとしてＣｒ含有率を高め
た鋼、冷間ダイス鋼をベースとしてさらに合金元素含有
率を高めた鋼などが提案されている。これらは焼入性を
高めることはできるが、いずれもＨＲＣ６８以上といっ
た高い硬さを得るには至っていない。
【０００５】以上の現状に鑑みて、本発明の目的は、焼
入性に優れ、かつ高い硬さを有する高速度鋼を提供する
ことにある。
入性に優れ、かつ高い硬さを有する高速度鋼を提供する
ことにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の高焼入性粉末高
速度鋼は、 （１）化学組成が質量％で、 Ｃ ：１．２〜２．５％、Ｓｉ：０．１０％〜０．５０
％、Ｍｎ：０．１０％〜０．５０％、Ｃｒ：４．５〜
５．５％、Ｍｏ：３．０〜８．０％、Ｗ ：３．０〜１
５．０％、Ｖ ：２．０〜６．０％、Ｃｏ：５．０〜
９．５％、残部が不可避的不純物およびＦｅからなり、
Ｗeq＝Ｗ＋２ＭｏとするときＷeqが質量％で１５〜３０
％である合金粉末から形成され、かつ焼入れ焼もどし後
の硬さがＨＲＣ６８以上であることを特徴とする。 （２）化学組成が質量％で、 Ｃ ：１．２〜２．５％、Ｓｉ：０．１０％〜０．５０
％、Ｍｎ：０．１０％〜０．５０％、Ｃｒ：４．５〜
５．５％、Ｍｏ：３．０〜８．０％、Ｗ ：３．０〜１
５．０％、Ｖ ：２．０〜６．０％、Ｃｏ：５．０〜
９．５％、Ｂ ：０．００５０〜０．０４００％、Ｔ
ｉ：０．０１００〜０．０４００％、残部が不可避的不
純物およびＦｅからなり、Ｗeq＝Ｗ＋２Ｍｏとするとき
Ｗeqが質量％で１５〜３０％であり、Ｂ、Ｔｉおよび不
純物Ｎの各含有率がＢef＝Ｂ−０．７７×（Ｎ−Ｔｉ／
３．４２）＞０なる関係を満足する合金粉末から形成さ
れ、かつ焼入れ焼もどし後の硬さがＨＲＣ６８以上であ
ることを特徴とする。
速度鋼は、 （１）化学組成が質量％で、 Ｃ ：１．２〜２．５％、Ｓｉ：０．１０％〜０．５０
％、Ｍｎ：０．１０％〜０．５０％、Ｃｒ：４．５〜
５．５％、Ｍｏ：３．０〜８．０％、Ｗ ：３．０〜１
５．０％、Ｖ ：２．０〜６．０％、Ｃｏ：５．０〜
９．５％、残部が不可避的不純物およびＦｅからなり、
Ｗeq＝Ｗ＋２ＭｏとするときＷeqが質量％で１５〜３０
％である合金粉末から形成され、かつ焼入れ焼もどし後
の硬さがＨＲＣ６８以上であることを特徴とする。 （２）化学組成が質量％で、 Ｃ ：１．２〜２．５％、Ｓｉ：０．１０％〜０．５０
％、Ｍｎ：０．１０％〜０．５０％、Ｃｒ：４．５〜
５．５％、Ｍｏ：３．０〜８．０％、Ｗ ：３．０〜１
５．０％、Ｖ ：２．０〜６．０％、Ｃｏ：５．０〜
９．５％、Ｂ ：０．００５０〜０．０４００％、Ｔ
ｉ：０．０１００〜０．０４００％、残部が不可避的不
純物およびＦｅからなり、Ｗeq＝Ｗ＋２Ｍｏとするとき
Ｗeqが質量％で１５〜３０％であり、Ｂ、Ｔｉおよび不
純物Ｎの各含有率がＢef＝Ｂ−０．７７×（Ｎ−Ｔｉ／
３．４２）＞０なる関係を満足する合金粉末から形成さ
れ、かつ焼入れ焼もどし後の硬さがＨＲＣ６８以上であ
ることを特徴とする。
【０００７】
【発明の実施の形態】以下、各化学成分の含有率の限定
理由について説明する。 Ｃ：１．２〜２．５％ Ｃは、炭化物形成元素Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖと結合し、炭
化物を形成して工具に必要な耐摩耗性を付与する。前記
炭化物はマトリックスより硬いのでマトリックス中に分
散して全体の硬さを向上する。そのためにＣは１．２％
以上を含有する必要がある。しかし、Ｃ含有率が高すぎ
ると一次炭化物の晶出量が多くなり、鋼を脆化するので
上限を２．５％とする。
理由について説明する。 Ｃ：１．２〜２．５％ Ｃは、炭化物形成元素Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖと結合し、炭
化物を形成して工具に必要な耐摩耗性を付与する。前記
炭化物はマトリックスより硬いのでマトリックス中に分
散して全体の硬さを向上する。そのためにＣは１．２％
以上を含有する必要がある。しかし、Ｃ含有率が高すぎ
ると一次炭化物の晶出量が多くなり、鋼を脆化するので
上限を２．５％とする。
【０００８】Ｓｉ：０．１０％〜０．５０％ Ｓｉは鋼を脱酸するために添加する。そのためにはＳｉ
含有率は０．１０％以上を必要とする。またＳｉは鋼マ
トリックスに固溶してその硬さを高める硬化をもつ。し
かし過度に添加すると鋼の靭性を損うのでＳｉ含有率の
上限を０．５０％とする。
含有率は０．１０％以上を必要とする。またＳｉは鋼マ
トリックスに固溶してその硬さを高める硬化をもつ。し
かし過度に添加すると鋼の靭性を損うのでＳｉ含有率の
上限を０．５０％とする。
【０００９】Ｍｎ：０．１０％〜０．５０％ Ｍｎは鋼の溶製時に脱酸剤としてとして作用する。ま
た、Ｍｎは鋼の焼入性を増す元素である。そのためにＭ
ｎ含有率を０．１０％以上とする。しかし過度に添加す
ると鋼の靭性を損うのでＭｎ含有率の上限を０．５０％
とする。 Ｃｒ：４．５〜５．５％ Ｃｒは、鋼の焼入性を高めるのに必須の元素であり、ま
た炭化物を形成する重要な元素でもある。所要の焼入性
を得るためにはＣｒ含有率は４．５％以上を必要とす
る。しかし、過度にＣｒを含有すればＭ23Ｃ6 型炭化物
が混在した組織となり、焼入れ硬さが著しく低下する。
そのため、Ｃｒ含有率の上限を５．５％とする。好まし
くはＣｒ含有率を５．０％以下とする。
た、Ｍｎは鋼の焼入性を増す元素である。そのためにＭ
ｎ含有率を０．１０％以上とする。しかし過度に添加す
ると鋼の靭性を損うのでＭｎ含有率の上限を０．５０％
とする。 Ｃｒ：４．５〜５．５％ Ｃｒは、鋼の焼入性を高めるのに必須の元素であり、ま
た炭化物を形成する重要な元素でもある。所要の焼入性
を得るためにはＣｒ含有率は４．５％以上を必要とす
る。しかし、過度にＣｒを含有すればＭ23Ｃ6 型炭化物
が混在した組織となり、焼入れ硬さが著しく低下する。
そのため、Ｃｒ含有率の上限を５．５％とする。好まし
くはＣｒ含有率を５．０％以下とする。
【００１０】Ｍｏ：３．０〜８．０％ Ｗ ：３．０〜１５．０％ Ｗeq＝Ｗ＋２Ｍｏ：１５〜３０％ ＭｏおよびＷは、いずれも鋼中でＭ6 Ｃ型炭化物を形成
し、鋼の焼入れ時にマトリックスに固溶した後、焼もど
しにおいて２次炭化物として鋼中に微細に析出して鋼の
硬さ上昇に寄与する。ＭｏおよびＷの含有率が低ければ
上記効果が十分でなく、またこれらの元素の含有率が過
大となると鋼の熱間加工生を損うばかりかいたずらにコ
ストの増大を来すので、これらの元素単独での含有率の
上下限をそれぞれＭｏについては３．０％および８．０
％、Ｗについては３．０％および１５．０％とする。ま
た同一の含有率ではＭｏはＷに較べて約２倍の効果を有
することから、Ｗeq＝Ｗ＋２Ｍｏとして１５〜３０％と
する。好ましくはＷeqは２０〜２７とする。
し、鋼の焼入れ時にマトリックスに固溶した後、焼もど
しにおいて２次炭化物として鋼中に微細に析出して鋼の
硬さ上昇に寄与する。ＭｏおよびＷの含有率が低ければ
上記効果が十分でなく、またこれらの元素の含有率が過
大となると鋼の熱間加工生を損うばかりかいたずらにコ
ストの増大を来すので、これらの元素単独での含有率の
上下限をそれぞれＭｏについては３．０％および８．０
％、Ｗについては３．０％および１５．０％とする。ま
た同一の含有率ではＭｏはＷに較べて約２倍の効果を有
することから、Ｗeq＝Ｗ＋２Ｍｏとして１５〜３０％と
する。好ましくはＷeqは２０〜２７とする。
【００１１】Ｖ ：２．０〜６．０％ Ｖは、硬さの高いＭＣ型炭化物を形成する元素であり、
鋼の耐摩耗性の向上に寄与する。前記ＭＣ型炭化物の効
果が十分に発揮されるためにはＶの含有率は２．０％以
上であることが必要である。しかしＶを過大に添加する
と、一次炭化物としてＭＣ炭化物が多量に残存して、鋼
の加工性が損われるのでＶ含有率の上限を６．０％とす
る。
鋼の耐摩耗性の向上に寄与する。前記ＭＣ型炭化物の効
果が十分に発揮されるためにはＶの含有率は２．０％以
上であることが必要である。しかしＶを過大に添加する
と、一次炭化物としてＭＣ炭化物が多量に残存して、鋼
の加工性が損われるのでＶ含有率の上限を６．０％とす
る。
【００１２】Ｃｏ：５．０〜９．５％ Ｃｏは、マトリックスに固溶してその強度を向上すると
ともに、鋼の耐熱性向上に寄与する。そのため本発明の
鋼ではＣｏ含有率を５．０％以上とする。一方、Ｃｏ
は、鋼の焼入性を低下する効果が大きいので、含有率の
上限を９．５％とする。Ｃｏ含有率が９．５％を超える
と本発明が目的とする太径材を十分に焼入れ硬化するこ
とが困難となる。Ｂ、Ｔｉを含有しない本発明の鋼にお
いてはＣｏ含有率の上限は８．５％以下とすることが好
ましい。
ともに、鋼の耐熱性向上に寄与する。そのため本発明の
鋼ではＣｏ含有率を５．０％以上とする。一方、Ｃｏ
は、鋼の焼入性を低下する効果が大きいので、含有率の
上限を９．５％とする。Ｃｏ含有率が９．５％を超える
と本発明が目的とする太径材を十分に焼入れ硬化するこ
とが困難となる。Ｂ、Ｔｉを含有しない本発明の鋼にお
いてはＣｏ含有率の上限は８．５％以下とすることが好
ましい。
【００１３】Ｂ ：０．００５０〜０．０４００％、 Ｔｉ：０．０１００〜０．０４００％、 Ｂef＝Ｂ−０．７７×（Ｎ−Ｔｉ／３．４２）＞０ Ｂは鋼の焼入性を向上するために添加する。Ｔｉは、鋼
中の不純物Ｎと化合してＮをＴｉＮとして固定するため
に添加する。これによりＢがＮと化合してＢの焼入性向
上効果が損われることを防ぐことができる。実際的には
Ｂef＝Ｂ−０．７７×（Ｎ−Ｔｉ／３．４２）として、
Ｂef＞０となるようにＢおよびＴｉの添加量を調整す
る。
中の不純物Ｎと化合してＮをＴｉＮとして固定するため
に添加する。これによりＢがＮと化合してＢの焼入性向
上効果が損われることを防ぐことができる。実際的には
Ｂef＝Ｂ−０．７７×（Ｎ−Ｔｉ／３．４２）として、
Ｂef＞０となるようにＢおよびＴｉの添加量を調整す
る。
【００１４】ところで、Ｂは鋼中でＮのほか、Ｏ、Ｃ等
とも化合するので、鋼の焼入性を向上するために有効な
ＢをＢefとすれば、Ｂef＞０であるためにはＢ含有率は
少なくとも０．００５０％以上であることを要する。し
かし、Ｂ含有率が過大となると鋼の熱間加工性が損われ
るので、Ｂ含有率の上限を０．０４００％とする。ま
た、Ｔｉも同様にＮのほか、Ｏ、Ｃ等とも化合するの
で、少なくとも０．０１００％以上添加する必要があ
る。しかし、Ｔｉ含有率が過大となると鋼の溶製時にノ
ズル閉塞などの作業障害をもたらすので、Ｔｉ含有率の
上限を０．０４００％とする。望ましくはＴｉ含有率の
上限を０．０３００％とする。
とも化合するので、鋼の焼入性を向上するために有効な
ＢをＢefとすれば、Ｂef＞０であるためにはＢ含有率は
少なくとも０．００５０％以上であることを要する。し
かし、Ｂ含有率が過大となると鋼の熱間加工性が損われ
るので、Ｂ含有率の上限を０．０４００％とする。ま
た、Ｔｉも同様にＮのほか、Ｏ、Ｃ等とも化合するの
で、少なくとも０．０１００％以上添加する必要があ
る。しかし、Ｔｉ含有率が過大となると鋼の溶製時にノ
ズル閉塞などの作業障害をもたらすので、Ｔｉ含有率の
上限を０．０４００％とする。望ましくはＴｉ含有率の
上限を０．０３００％とする。
【００１５】本発明の鋼は、前記の化学組成を有する合
金粉末を粉末圧縮、焼結等の粉末冶金的手法によって固
化し、熱間鍛造、熱間圧延等の加工によって高密度化
し、さらに焼入れ焼もどしによって高硬度化して用いら
れる。本発明の合金粉末はガス噴霧法、水噴霧法、遠心
噴霧法ほか、従来行われている各種の合金粉末の製造方
法によって製造することができる。
金粉末を粉末圧縮、焼結等の粉末冶金的手法によって固
化し、熱間鍛造、熱間圧延等の加工によって高密度化
し、さらに焼入れ焼もどしによって高硬度化して用いら
れる。本発明の合金粉末はガス噴霧法、水噴霧法、遠心
噴霧法ほか、従来行われている各種の合金粉末の製造方
法によって製造することができる。
【００１６】本発明の鋼は合金粉末を素材とし、その化
学成分配合を適正に調整しているので、高硬度で微細な
炭化物を多量に含有し、しかも熱間加工性にも優れてい
る。また、本発明の鋼は、従来の高速度鋼溶製材に比べ
て高い硬さＨＲＣ６８以上ととベイナイト変態開始時間
９００ｓｅｃ以上の高い焼入性とを兼ね備える。
学成分配合を適正に調整しているので、高硬度で微細な
炭化物を多量に含有し、しかも熱間加工性にも優れてい
る。また、本発明の鋼は、従来の高速度鋼溶製材に比べ
て高い硬さＨＲＣ６８以上ととベイナイト変態開始時間
９００ｓｅｃ以上の高い焼入性とを兼ね備える。
【００１７】
【実施例】以下、本発明を実施例に基づいて詳細に説明
する。ガス噴霧法によって、表１に示す化学組成の合金
粉末を得た。前記合金粉末をＨＩＰ缶に充填し、１１０
０℃×１０００ａｔｍでＨＩＰ処理を施して直径１５０
ｍｍの鋼塊とし、熱間鍛造によって直径２０ｍｍの丸棒
とし、焼なましを施して供試材とした。
する。ガス噴霧法によって、表１に示す化学組成の合金
粉末を得た。前記合金粉末をＨＩＰ缶に充填し、１１０
０℃×１０００ａｔｍでＨＩＰ処理を施して直径１５０
ｍｍの鋼塊とし、熱間鍛造によって直径２０ｍｍの丸棒
とし、焼なましを施して供試材とした。
【００１８】なお、比較例７はＪＩＳ ＳＫＨ５１相当
の鍛練材で、熱間鍛造によって直径２０ｍｍの丸棒とし
たものである。
の鍛練材で、熱間鍛造によって直径２０ｍｍの丸棒とし
たものである。
【００１９】
【表１】
【００２０】高速度鋼の焼入性の評価は、連続冷却変態
特性試験によるベイナイト変態開始時間によった。前記
供試材から直径３ｍｍ×長さ２ｍｍの変態特性試験片を
削り出し、これを連続冷却変態特性試験に供した。連続
冷却変態特性試験は、連続冷却変態特性試験装置を用い
て行った。オーステナイト化条件１２００℃×３ｍｉｎ
保持とし、等速連続冷却変態曲線を求め、これよりベイ
ナイト変態開始時間を測定した。
特性試験によるベイナイト変態開始時間によった。前記
供試材から直径３ｍｍ×長さ２ｍｍの変態特性試験片を
削り出し、これを連続冷却変態特性試験に供した。連続
冷却変態特性試験は、連続冷却変態特性試験装置を用い
て行った。オーステナイト化条件１２００℃×３ｍｉｎ
保持とし、等速連続冷却変態曲線を求め、これよりベイ
ナイト変態開始時間を測定した。
【００２１】また、完全に焼入れした試料の硬さの評価
として、直径１０ｍｍ×長さ１０ｍｍの硬さ測定試験片
を用い、前記同様、オーステナイト化条件１２００℃×
３ｍｉｎ保持とし、油焼入れ後、ソルト炉で５６０℃×
１ｈｒ空冷×３回の焼もどしを行い、ロックウエル硬さ
を測定した。表２に各試験結果を示す。
として、直径１０ｍｍ×長さ１０ｍｍの硬さ測定試験片
を用い、前記同様、オーステナイト化条件１２００℃×
３ｍｉｎ保持とし、油焼入れ後、ソルト炉で５６０℃×
１ｈｒ空冷×３回の焼もどしを行い、ロックウエル硬さ
を測定した。表２に各試験結果を示す。
【００２２】
【表２】
【００２３】表２から明らかなように、比較例において
は、硬さがＨＲＣ６８を超えるものはベイナイト変態開
始時間が６００ｓｅｃと短く、焼入性に劣っている。ま
た、ベイナイト変態開始時間が９００ｓｅｃを超えて焼
入性のよいものは硬さがＨＲＣ６８に達しない。これに
対して、実施例においては、いずれもベイナイト変態開
始時間９００ｓｅｃ以上の高い焼入性を有するとともに
ＨＲＣ６８以上の高い硬さを有している。
は、硬さがＨＲＣ６８を超えるものはベイナイト変態開
始時間が６００ｓｅｃと短く、焼入性に劣っている。ま
た、ベイナイト変態開始時間が９００ｓｅｃを超えて焼
入性のよいものは硬さがＨＲＣ６８に達しない。これに
対して、実施例においては、いずれもベイナイト変態開
始時間９００ｓｅｃ以上の高い焼入性を有するとともに
ＨＲＣ６８以上の高い硬さを有している。
【００２４】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
経済的な真空焼入炉によって大型のドリル、タップ、カ
ッター等の切削工具や金型等の焼入れが可能な高い焼入
性を有すると同時に、ＨＲＣ６８以上の高い硬さを有す
る高速度鋼を提供することができる。
経済的な真空焼入炉によって大型のドリル、タップ、カ
ッター等の切削工具や金型等の焼入れが可能な高い焼入
性を有すると同時に、ＨＲＣ６８以上の高い硬さを有す
る高速度鋼を提供することができる。
Claims (2)
- 【請求項１】 化学組成が質量％で、 Ｃ ：１．２〜２．５％、 Ｓｉ：０．１０％〜０．５０％、 Ｍｎ：０．１０％〜０．５０％、 Ｃｒ：４．５〜５．５％、 Ｍｏ：３．０〜８．０％、 Ｗ ：３．０〜１５．０％、 Ｖ ：２．０〜６．０％、 Ｃｏ：５．０〜９．５％、 残部が不可避的不純物およびＦｅからなり、 Ｗeq＝Ｗ＋２ＭｏとするときＷeqが質量％で１５〜３０
％である合金粉末から形成され、かつ焼入れ焼もどし後
の硬さがＨＲＣ６８以上であることを特徴とする高焼入
性粉末高速度鋼。 - 【請求項２】 化学組成が質量％で、 Ｃ ：１．２〜２．５％、 Ｓｉ：０．１０％〜０．５０％、 Ｍｎ：０．１０％〜０．５０％、 Ｃｒ：４．５〜５．５％、 Ｍｏ：３．０〜８．０％、 Ｗ ：３．０〜１５．０％、 Ｖ ：２．０〜６．０％、 Ｃｏ：５．０〜９．５％、 Ｂ ：０．００５０〜０．０４００％、 Ｔｉ：０．０１００〜０．０４００％、 残部が不可避的不純物およびＦｅからなり、 Ｗeq＝Ｗ＋２ＭｏとするときＷeqが質量％で１５〜３０
％であり、 Ｂ、Ｔｉおよび不純物Ｎの各含有率がＢef＝Ｂ−０．７
７×（Ｎ−Ｔｉ／３．４２）＞０なる関係を満足する合
金粉末から形成され、かつ焼入れ焼もどし後の硬さがＨ
ＲＣ６８以上であることを特徴とする高焼入性粉末高速
度鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23097495A JPH0978207A (ja) | 1995-09-08 | 1995-09-08 | 高焼入性高硬度粉末高速度鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23097495A JPH0978207A (ja) | 1995-09-08 | 1995-09-08 | 高焼入性高硬度粉末高速度鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0978207A true JPH0978207A (ja) | 1997-03-25 |
Family
ID=16916249
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23097495A Pending JPH0978207A (ja) | 1995-09-08 | 1995-09-08 | 高焼入性高硬度粉末高速度鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0978207A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017507251A (ja) * | 2014-01-27 | 2017-03-16 | ロバルマ, ソシエダッド アノニマRovalma, S.A. | 鉄系合金の遠心噴霧法 |
-
1995
- 1995-09-08 JP JP23097495A patent/JPH0978207A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017507251A (ja) * | 2014-01-27 | 2017-03-16 | ロバルマ, ソシエダッド アノニマRovalma, S.A. | 鉄系合金の遠心噴霧法 |
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