JPH10330894A - 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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- JPH10330894A JPH10330894A JP14827697A JP14827697A JPH10330894A JP H10330894 A JPH10330894 A JP H10330894A JP 14827697 A JP14827697 A JP 14827697A JP 14827697 A JP14827697 A JP 14827697A JP H10330894 A JPH10330894 A JP H10330894A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 従来の低合金高速度工具鋼に比べて、高温焼
入れが可能であって高硬度を得ることができ、耐摩耗性
をより一層向上し、また、靭性にも優れていて耐衝撃性
をより一層向上した低合金高速度工具鋼を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．４０〜０．８０％、
Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：２．
０〜５．０未満％、Ｗ：２．０超過〜１５．０％、Ｎ
ｂ：１．０超過〜４．０％およびＴａ：２．０〜８．０
％のうちの１種または２種（ただし、Ｎｂ＋１／２Ｔ
ａ：４．０％以下）、Ｖ：０．１〜２．０％を含有し、
場合によってはさらに、Ｍｏ：７．５％以下、Ｎ：０．
１０％以下、Ｃｏ：１０．０％以下およびＮｉ：２．０
％以下のうちの１種または２種、Ａｌ：１．５％以下お
よびＴｉ：１．０％以下のうちの１種または２種、Ｓ：
０．０３０％以下，Ｔｅ：０．０３０％以下およびＣ
ａ：０．００３０％以下のうちの１種または２種以上、
ＲＥＭ：０．５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不純物
よりなる低合金高速度工具鋼。
入れが可能であって高硬度を得ることができ、耐摩耗性
をより一層向上し、また、靭性にも優れていて耐衝撃性
をより一層向上した低合金高速度工具鋼を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．４０〜０．８０％、
Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：２．
０〜５．０未満％、Ｗ：２．０超過〜１５．０％、Ｎ
ｂ：１．０超過〜４．０％およびＴａ：２．０〜８．０
％のうちの１種または２種（ただし、Ｎｂ＋１／２Ｔ
ａ：４．０％以下）、Ｖ：０．１〜２．０％を含有し、
場合によってはさらに、Ｍｏ：７．５％以下、Ｎ：０．
１０％以下、Ｃｏ：１０．０％以下およびＮｉ：２．０
％以下のうちの１種または２種、Ａｌ：１．５％以下お
よびＴｉ：１．０％以下のうちの１種または２種、Ｓ：
０．０３０％以下，Ｔｅ：０．０３０％以下およびＣ
ａ：０．００３０％以下のうちの１種または２種以上、
ＲＥＭ：０．５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不純物
よりなる低合金高速度工具鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、パンチ，ダイス，
プレス型，転造ダイス，曲げ型，打ち抜き型，せん断刃
など、冷間ないしは温間で使用する工具および金型の素
材として用いるのに好適な低合金高速度工具鋼およびそ
の製造方法に関するものである。
プレス型，転造ダイス，曲げ型，打ち抜き型，せん断刃
など、冷間ないしは温間で使用する工具および金型の素
材として用いるのに好適な低合金高速度工具鋼およびそ
の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来のこの種工具および金型において、
耐摩耗性が要求される用途には、ＪＩＳ ＳＫＤ１１に
代表される冷間用合金工具鋼が使用されることが多く、
とくに耐摩耗性により一層優れていることが要求される
場合には、高硬度を得ることができるＪＩＳ ＳＫＨ５
１等の高速度工具鋼が使用されていた。
耐摩耗性が要求される用途には、ＪＩＳ ＳＫＤ１１に
代表される冷間用合金工具鋼が使用されることが多く、
とくに耐摩耗性により一層優れていることが要求される
場合には、高硬度を得ることができるＪＩＳ ＳＫＨ５
１等の高速度工具鋼が使用されていた。
【０００３】他方、靭性の要求が厳しい用途には、ＪＩ
Ｓ ＳＫＤ７に代表される熱間用合金工具鋼が使用され
ることもあった。
Ｓ ＳＫＤ７に代表される熱間用合金工具鋼が使用され
ることもあった。
【０００４】さらにまた、冷間用合金工具鋼や高速度工
具鋼は、高硬度を得ることができるものの靭性にやや劣
り、熱間用合金工具鋼は靭性に優れるものの十分な硬さ
を得がたいという難点があった。
具鋼は、高硬度を得ることができるものの靭性にやや劣
り、熱間用合金工具鋼は靭性に優れるものの十分な硬さ
を得がたいという難点があった。
【０００５】そのため、耐摩耗性と靭性の両方に優れて
いることが要求される用途に対しては、従来鋼では不十
分であるため、耐摩耗性と靭性とを兼ね備えた低合金高
速度工具鋼（通常、マトリックスハイスと称されるもの
であって、例えば、ＪＩＳＳＫＨ５１のＣ，Ｍｏ，Ｗ，
Ｖ含有量を低下したもの）が開発されており、このよう
な低合金高速度工具鋼が使用されることも多い。
いることが要求される用途に対しては、従来鋼では不十
分であるため、耐摩耗性と靭性とを兼ね備えた低合金高
速度工具鋼（通常、マトリックスハイスと称されるもの
であって、例えば、ＪＩＳＳＫＨ５１のＣ，Ｍｏ，Ｗ，
Ｖ含有量を低下したもの）が開発されており、このよう
な低合金高速度工具鋼が使用されることも多い。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、先に開
発された低合金高速度工具鋼は、従来の高速度工具鋼に
おいて、Ｃ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ量を低減し、１次炭化物量を
減少させることによって靭性のより一層の向上を図るよ
うにしたものであるため、硬さの上限はＨＲＣ６０レベ
ルであり、用途によっては耐摩耗性が十分でない場合が
あるという問題点があった。
発された低合金高速度工具鋼は、従来の高速度工具鋼に
おいて、Ｃ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ量を低減し、１次炭化物量を
減少させることによって靭性のより一層の向上を図るよ
うにしたものであるため、硬さの上限はＨＲＣ６０レベ
ルであり、用途によっては耐摩耗性が十分でない場合が
あるという問題点があった。
【０００７】また、この種の工具鋼における高硬度化
は、１次炭化物量を増大することにより可能であるが、
Ｃ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ量を増加した場合には靭性が低下する
傾向にあるという問題点があった。
は、１次炭化物量を増大することにより可能であるが、
Ｃ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ量を増加した場合には靭性が低下する
傾向にあるという問題点があった。
【０００８】
【発明の目的】本発明は、このような従来の問題点を解
決するためになされたものであって、先に開発された低
合金高速度工具鋼の靭性を低下させることなく、使用硬
さの上限をさらに高めることが可能である新規な低合金
高速度工具鋼を提供することを目的としている。
決するためになされたものであって、先に開発された低
合金高速度工具鋼の靭性を低下させることなく、使用硬
さの上限をさらに高めることが可能である新規な低合金
高速度工具鋼を提供することを目的としている。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明に係わる低合金高
速度工具鋼は、請求項１に記載しているように、重量％
で、Ｃ：０．４０〜０．８０％、Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：２．０〜５．０未満％、
Ｗ：２．０超過〜１５．０％、Ｎｂ：１．０超過〜４．
０％およびＴａ：２．０〜８．０％のうちの１種または
２種（ただし、Ｎｂ＋１／２Ｔａ：４．０％以下）、
Ｖ：０．１〜２．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物
よりなることを特徴としている。
速度工具鋼は、請求項１に記載しているように、重量％
で、Ｃ：０．４０〜０．８０％、Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：２．０〜５．０未満％、
Ｗ：２．０超過〜１５．０％、Ｎｂ：１．０超過〜４．
０％およびＴａ：２．０〜８．０％のうちの１種または
２種（ただし、Ｎｂ＋１／２Ｔａ：４．０％以下）、
Ｖ：０．１〜２．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物
よりなることを特徴としている。
【００１０】そして、本発明に係わる低合金高速度工具
鋼の実施態様においては、請求項２に記載しているよう
に、Ｍｏ：７．５％以下（ただし、Ｗ＋２Ｍｏ：１５．
０％以下）を含むものとすることができ、請求項３に記
載しているように、Ｎ：０．１０％以下を含むものとす
ることができ、請求項４に記載しているように、Ｃｏ：
１０．０％以下およびＮｉ：２．０％以下のうちの１種
または２種を含むものとすることができ、請求項５に記
載しているように、Ａｌ：１．５％以下およびＴｉ：
１．０％以下のうちの１種または２種を含むものとする
ことができ、請求項６に記載しているように、Ｓ：０．
０３０％以下，Ｔｅ：０．０３０％以下およびＣａ：
０．００３０％以下のうちの１種または２種以上を含む
ものとすることができ、請求項７に記載しているよう
に、ＲＥＭ：０．５０％以下を含むものとすることがで
きる。
鋼の実施態様においては、請求項２に記載しているよう
に、Ｍｏ：７．５％以下（ただし、Ｗ＋２Ｍｏ：１５．
０％以下）を含むものとすることができ、請求項３に記
載しているように、Ｎ：０．１０％以下を含むものとす
ることができ、請求項４に記載しているように、Ｃｏ：
１０．０％以下およびＮｉ：２．０％以下のうちの１種
または２種を含むものとすることができ、請求項５に記
載しているように、Ａｌ：１．５％以下およびＴｉ：
１．０％以下のうちの１種または２種を含むものとする
ことができ、請求項６に記載しているように、Ｓ：０．
０３０％以下，Ｔｅ：０．０３０％以下およびＣａ：
０．００３０％以下のうちの１種または２種以上を含む
ものとすることができ、請求項７に記載しているよう
に、ＲＥＭ：０．５０％以下を含むものとすることがで
きる。
【００１１】本発明に係わる低合金高速度工具鋼の製造
方法は、請求項８に記載しているように、請求項１ない
し７のいずれかに記載の化学成分組成を有する低合金高
速度工具鋼素材に対し、熱間加工前および熱間加工途中
の少なくともいずれかにおいて、温度１１００〜１２５
０℃の均質拡散処理を実施するようにしたことを特徴と
している。
方法は、請求項８に記載しているように、請求項１ない
し７のいずれかに記載の化学成分組成を有する低合金高
速度工具鋼素材に対し、熱間加工前および熱間加工途中
の少なくともいずれかにおいて、温度１１００〜１２５
０℃の均質拡散処理を実施するようにしたことを特徴と
している。
【００１２】
【発明の作用】本発明に係わる低合金高速度工具鋼およ
びその製造方法は、上述した構成を有するものであっ
て、その特徴のひとつとするところは、使用硬さの上限
を高めるために、高温焼入れを行うことにより、母相に
固溶する合金元素量を高めることによって高硬度を得る
ことは可能であるが、高温焼入れを行うために結晶粒が
粗大化して靭性が低下することから、本発明において
は、Ｎｂおよび／またはＴａを従来以上に多量に含有さ
せ、高温焼入れした場合の結晶粒の粗大化を抑制するこ
とにより、高温焼入れを可能とし、高硬度化を達成した
ことにある。
びその製造方法は、上述した構成を有するものであっ
て、その特徴のひとつとするところは、使用硬さの上限
を高めるために、高温焼入れを行うことにより、母相に
固溶する合金元素量を高めることによって高硬度を得る
ことは可能であるが、高温焼入れを行うために結晶粒が
粗大化して靭性が低下することから、本発明において
は、Ｎｂおよび／またはＴａを従来以上に多量に含有さ
せ、高温焼入れした場合の結晶粒の粗大化を抑制するこ
とにより、高温焼入れを可能とし、高硬度化を達成した
ことにある。
【００１３】また、本発明の他の特徴のひとつとすると
ころは、Ｎｂ，Ｔａの従来以上の多量の添加に際して、
結晶粒の粗大化を抑制するための単純な添加ではなく、
Ｗ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔａの添加により形成される１次炭化
物が微細に分散するように、添加量の適正化を図ったこ
とにある。
ころは、Ｎｂ，Ｔａの従来以上の多量の添加に際して、
結晶粒の粗大化を抑制するための単純な添加ではなく、
Ｗ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔａの添加により形成される１次炭化
物が微細に分散するように、添加量の適正化を図ったこ
とにある。
【００１４】この結果、いわゆる低合金高速度工具鋼に
おいて、靭性の低下を抑制しつつ、高硬度化すなわち耐
摩耗性の向上が可能となったのである。
おいて、靭性の低下を抑制しつつ、高硬度化すなわち耐
摩耗性の向上が可能となったのである。
【００１５】次に、本発明に係わる低合金高速度工具鋼
の成分組成範囲（重量％）の限定理由について説明す
る。
の成分組成範囲（重量％）の限定理由について説明す
る。
【００１６】・Ｃ：０．４０％以上０．８０％以下 ＣはＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ等の炭化物形成元
素と結合して炭化物を形成する。この炭化物は工具や金
型の耐摩耗性を高めるとともに、焼もどし時に微細炭化
物として析出することにより焼もどし硬さを高める。ま
た、Ｃは一部基地中に固溶し、硬さを高める。このよう
な作用を得るためには、最低０．４０％の添加が必要で
ある。ただし、過度の添加は、粗大な１次炭化物量を増
加させ、靭性を低下させるため、０．８０％を上限とす
る。
素と結合して炭化物を形成する。この炭化物は工具や金
型の耐摩耗性を高めるとともに、焼もどし時に微細炭化
物として析出することにより焼もどし硬さを高める。ま
た、Ｃは一部基地中に固溶し、硬さを高める。このよう
な作用を得るためには、最低０．４０％の添加が必要で
ある。ただし、過度の添加は、粗大な１次炭化物量を増
加させ、靭性を低下させるため、０．８０％を上限とす
る。
【００１７】・Ｓｉ：２．０％以下 Ｓｉは鋼溶製時の脱酸元素として必要である。ただし、
過度の添加は加工性や靭性が低下するため、上限を２．
０％とする。
過度の添加は加工性や靭性が低下するため、上限を２．
０％とする。
【００１８】・Ｍｎ：２．０％以下 Ｍｎは鋼溶製時の脱酸元素として必要である。また、焼
入性および硬さを確保するためにも必要である。ただ
し、過度に添加すると、加工性や靭性が低下するため、
２．０％を上限とする。
入性および硬さを確保するためにも必要である。ただ
し、過度に添加すると、加工性や靭性が低下するため、
２．０％を上限とする。
【００１９】・Ｃｒ：２．０％以上５．０％未満 Ｃｒは炭化物を形成し、基地の強化や耐摩耗性向上のた
めに必要である。また、焼入性確保のためにも必要であ
る。そして、このような作用を得るためには最低２．０
％の添加が必要である。ただし、過度の添加は靭性の低
下を招くため、５．０％未満とする必要がある。
めに必要である。また、焼入性確保のためにも必要であ
る。そして、このような作用を得るためには最低２．０
％の添加が必要である。ただし、過度の添加は靭性の低
下を招くため、５．０％未満とする必要がある。
【００２０】・Ｗ：２．０％超過１５．０％以下 ＷはＭ６Ｃ型の炭化物を形成し、基地の強化や耐摩耗性
向上のために必要である。そして、このような効果を得
るためには２．０％を超える添加が必要である。ただ
し、過度の添加は、１次炭化物として残留するＭ６Ｃ型
の炭化物量が増加し、靭性を低下させるため、上限を１
５．０％とする。
向上のために必要である。そして、このような効果を得
るためには２．０％を超える添加が必要である。ただ
し、過度の添加は、１次炭化物として残留するＭ６Ｃ型
の炭化物量が増加し、靭性を低下させるため、上限を１
５．０％とする。
【００２１】・Ｎｂ：１．０％超過４．０％以下および
Ｔａ：２．０％以上８．０％以下のうちの１種または２
種 ＮｂおよびＴａは本発明の低合金高速度工具鋼において
特徴とする元素である。
Ｔａ：２．０％以上８．０％以下のうちの１種または２
種 ＮｂおよびＴａは本発明の低合金高速度工具鋼において
特徴とする元素である。
【００２２】このうち、Ｎｂは凝固時にＭＣ型の炭化物
を形成し、耐摩耗性を高めるため必要な元素である。ま
た、焼入れ時の結晶粒粗大化を防止する効果がある。従
来、このようなＮｂの作用を得るためには、０．１％以
上の添加で十分であり、過度の添加は、熱間加工後にＭ
Ｃ型の１次炭化物が粗大なまま残留し、靭性を低下させ
るとされていた。しかし、さらに鋭意実験・研究を進め
たところ、Ｎｂを１．０％を超えて添加することによ
り、ＭＣ型１次炭化物の形態が塊状から花弁状に変化
し、熱間加工後の１次炭化物が微細に分散することによ
り、靭性がかえって向上することを見い出した。また、
Ｎｂを１．０％を超えて添加することにより、Ｍ６Ｃ型
炭化物の晶出が抑制され、Ｍ６Ｃ型の１次炭化物量が減
少することも見い出した。したがって、かかる知見よ
り、１．０％超過を添加量の下限とする。ただし、４．
０％を超えての添加は、１次炭化物量が増加し、靭性が
低下するため、４．０％を上限とする。
を形成し、耐摩耗性を高めるため必要な元素である。ま
た、焼入れ時の結晶粒粗大化を防止する効果がある。従
来、このようなＮｂの作用を得るためには、０．１％以
上の添加で十分であり、過度の添加は、熱間加工後にＭ
Ｃ型の１次炭化物が粗大なまま残留し、靭性を低下させ
るとされていた。しかし、さらに鋭意実験・研究を進め
たところ、Ｎｂを１．０％を超えて添加することによ
り、ＭＣ型１次炭化物の形態が塊状から花弁状に変化
し、熱間加工後の１次炭化物が微細に分散することによ
り、靭性がかえって向上することを見い出した。また、
Ｎｂを１．０％を超えて添加することにより、Ｍ６Ｃ型
炭化物の晶出が抑制され、Ｍ６Ｃ型の１次炭化物量が減
少することも見い出した。したがって、かかる知見よ
り、１．０％超過を添加量の下限とする。ただし、４．
０％を超えての添加は、１次炭化物量が増加し、靭性が
低下するため、４．０％を上限とする。
【００２３】他方、ＴａはＮｂと同等の効果を有する元
素であり、ＮｂをＴａで置き換えても同等の効果が得ら
れる。そして、熱間加工後に１次炭化物を微細に分散さ
せ、Ｍ６Ｃ型の１次炭化物量が低減するようにするため
には、最低２．０％の添加が必要である。ただし、８．
０％を超えての添加は、１次炭化物量が増加し、靭性を
低下させるため、８．０％を上限とする。
素であり、ＮｂをＴａで置き換えても同等の効果が得ら
れる。そして、熱間加工後に１次炭化物を微細に分散さ
せ、Ｍ６Ｃ型の１次炭化物量が低減するようにするため
には、最低２．０％の添加が必要である。ただし、８．
０％を超えての添加は、１次炭化物量が増加し、靭性を
低下させるため、８．０％を上限とする。
【００２４】・Ｎｂ＋１／２Ｔａ：４．０％以下 Ｎｂ，ＴａはともにＭＣ型の炭化物を形成する。しか
し、過度に添加した場合、１次炭化物量が増加し、靭性
が低下する。したがって、Ｎｂ，Ｔａ両元素の添加量を
規制する必要がある。そして、Ｔａの原子量はＮｂの約
２倍であることから、Ｎｂ＋１／２Ｔａで規定し、上限
を４．０％とする。
し、過度に添加した場合、１次炭化物量が増加し、靭性
が低下する。したがって、Ｎｂ，Ｔａ両元素の添加量を
規制する必要がある。そして、Ｔａの原子量はＮｂの約
２倍であることから、Ｎｂ＋１／２Ｔａで規定し、上限
を４．０％とする。
【００２５】・Ｖ：０．１％以上２．０％以下 Ｖは炭化物を形成し、基地の強化や耐摩耗性向上のため
に必要である。このような作用を得るためには最低０．
１％の添加が必要である。ただし、過度の添加は、１次
炭化物量を増加させ、靭性を低下させるため、上限を
２．０％とする。
に必要である。このような作用を得るためには最低０．
１％の添加が必要である。ただし、過度の添加は、１次
炭化物量を増加させ、靭性を低下させるため、上限を
２．０％とする。
【００２６】・Ｍｏ：７．５％以下 ＭｏはＭ６Ｃ型の炭化物を形成し、基地の強化や耐摩耗
性向上のために適宜添加することができる。ただし、過
度の添加は、１次炭化物として残留するＭ６Ｃ型の炭化
物量が増加し、靭性を低下させるため、添加するとして
もその上限を７．５％とする。
性向上のために適宜添加することができる。ただし、過
度の添加は、１次炭化物として残留するＭ６Ｃ型の炭化
物量が増加し、靭性を低下させるため、添加するとして
もその上限を７．５％とする。
【００２７】・Ｗ＋２Ｍｏ：１５．０％以下 Ｗ，Ｍｏはともに凝固時にＭ６Ｃ型の炭化物を形成す
る。ただし、過度に添加した場合、１次炭化物として残
留するＭ６Ｃ型の炭化物量が増加し、靭性を低下させ
る。したがって、Ｗ，Ｍｏ両元素の添加量を規制する必
要がある。そこで、Ｍｏの原子量はＷの約１／２である
ことから、Ｗ当量（Ｗ＋２Ｍｏ）で規定し、上限を１
５．０％とする。
る。ただし、過度に添加した場合、１次炭化物として残
留するＭ６Ｃ型の炭化物量が増加し、靭性を低下させ
る。したがって、Ｗ，Ｍｏ両元素の添加量を規制する必
要がある。そこで、Ｍｏの原子量はＷの約１／２である
ことから、Ｗ当量（Ｗ＋２Ｍｏ）で規定し、上限を１
５．０％とする。
【００２８】・Ｎ：０．１０％以下 ＮはＮｂ，Ｖ，Ａｌ等の窒化物形成元素と結合し、微細
な窒化物として析出する。このような窒化物は、焼入れ
時の結晶粒粗大化を防止するのに有効であるので、適宜
Ｎを添加することができる。しかし、過度に添加しても
その効果が飽和するため、添加するとしてもその上限を
０．１０％とする。
な窒化物として析出する。このような窒化物は、焼入れ
時の結晶粒粗大化を防止するのに有効であるので、適宜
Ｎを添加することができる。しかし、過度に添加しても
その効果が飽和するため、添加するとしてもその上限を
０．１０％とする。
【００２９】・Ｃｏ：１０．０％以下 Ｃｏは基地に固溶し、耐熱性の向上、基地の強化に寄与
するためＮｉと共に適宜添加することができる。しか
し、過度に添加しても加工性が低下するため、添加する
としてもその上限を１０．０％とする。
するためＮｉと共に適宜添加することができる。しか
し、過度に添加しても加工性が低下するため、添加する
としてもその上限を１０．０％とする。
【００３０】・Ｎｉ：２．０％以下 Ｎｉは基地に固溶し、焼入性の向上、基地の強化に寄与
するためＣｏと共に適宜添加することができる。しか
し、過度に添加しても加工性が低下するため、添加する
としても上限を２．０％とする。
するためＣｏと共に適宜添加することができる。しか
し、過度に添加しても加工性が低下するため、添加する
としても上限を２．０％とする。
【００３１】・Ａｌ：１．５％以下 Ａｌは微細な窒化物を形成し、焼入れ時の結晶粒粗大化
防止の効果があるためＴｉと共に適宜添加することがで
きる。しかし、過度に添加しても、その効果が飽和する
ため、添加するとしてもその上限を１．５％とする。
防止の効果があるためＴｉと共に適宜添加することがで
きる。しかし、過度に添加しても、その効果が飽和する
ため、添加するとしてもその上限を１．５％とする。
【００３２】・Ｔｉ：１．０％以下 Ｔｉは炭窒化物を形成し、焼入れ時の結晶粒粗大化防止
の効果があるためＡｌと共に適宜添加することができ
る。しかし、過度に添加しても、その効果が飽和するた
め、添加するとしてもその上限を１．０％とする。
の効果があるためＡｌと共に適宜添加することができ
る。しかし、過度に添加しても、その効果が飽和するた
め、添加するとしてもその上限を１．０％とする。
【００３３】・Ｓ：０．０３０％以下 Ｓは被削性を向上する元素であるため、Ｔｅ，Ｃａと共
に適宜添加することができる。しかし、過度に添加する
と、靭性が低下するため、添加するとしてもその上限を
０．０３０％とする。
に適宜添加することができる。しかし、過度に添加する
と、靭性が低下するため、添加するとしてもその上限を
０．０３０％とする。
【００３４】Ｔｅ：０．０３０％以下 Ｔｅは被削性を向上する元素であるため、Ｓ，Ｃａと共
に適宜添加することができる。しかし、過度に添加する
と、靭性が低下するため、添加するとしてもその上限を
０．０３０％とする。
に適宜添加することができる。しかし、過度に添加する
と、靭性が低下するため、添加するとしてもその上限を
０．０３０％とする。
【００３５】・Ｃａ：０．００３０％以下 Ｃａは被削性を向上する元素であるため、Ｓ，Ｔｅと共
に適宜添加することができる。しかし、過度に添加して
も、その効果が飽和するため、添加するとしても上限を
０．００３０％とする。
に適宜添加することができる。しかし、過度に添加して
も、その効果が飽和するため、添加するとしても上限を
０．００３０％とする。
【００３６】・ＲＥＭ：０．５０％以下 ＲＥＭ（Ｓｃ，Ｙを含む希土類元素の１種または２種以
上）はＯ，Ｐ等の不純物を固定し、基地の清浄度を高
め、耐衝撃性を向上させる元素であるため適宜添加する
ことができる。しかし、過度に添加すると、地きずが発
生するため、上限を０．５０％とする。
上）はＯ，Ｐ等の不純物を固定し、基地の清浄度を高
め、耐衝撃性を向上させる元素であるため適宜添加する
ことができる。しかし、過度に添加すると、地きずが発
生するため、上限を０．５０％とする。
【００３７】本発明に係わる低合金高速度工具鋼はこの
ような化学成分組成を有するものであり、この低合金高
速度工具鋼を製造するにあたっては、熱間加工前および
熱間加工途中の少なくともいずれかにおいて、温度１１
００℃以上１２５０℃以下のの均質拡散処理を行うよう
にすることが望ましい。
ような化学成分組成を有するものであり、この低合金高
速度工具鋼を製造するにあたっては、熱間加工前および
熱間加工途中の少なくともいずれかにおいて、温度１１
００℃以上１２５０℃以下のの均質拡散処理を行うよう
にすることが望ましい。
【００３８】この場合、均質拡散処理に際しての温度が
１１００℃よりも低いと、均質拡散処理が十分でないも
のとなったり、均質拡散処理に多くの時間を必要とした
りするので好ましくなく、反対に、均質拡散処理温度が
１２５０℃よりも高いと炭化物が溶融してかえって靭性
が低下することとなるので好ましくない。
１１００℃よりも低いと、均質拡散処理が十分でないも
のとなったり、均質拡散処理に多くの時間を必要とした
りするので好ましくなく、反対に、均質拡散処理温度が
１２５０℃よりも高いと炭化物が溶融してかえって靭性
が低下することとなるので好ましくない。
【００３９】
（実施例１）表１〜表３に示すＮｏ．１〜Ｎｏ．３７の
本発明鋼および比較鋼を５０ｋｇ容量の真空誘導炉を用
いて溶製した。
本発明鋼および比較鋼を５０ｋｇ容量の真空誘導炉を用
いて溶製した。
【００４０】また、参考のため、従来の低合金高速度工
具鋼（従来鋼Ｎｏ．３８）、高速度工具鋼（従来鋼Ｎ
ｏ．３９：ＳＫＨ５１）、冷間用合金工具鋼（従来鋼Ｎ
ｏ．４０：ＳＫＤ１１）、熱間用合金工具鋼（従来鋼Ｎ
ｏ．４１：ＳＫＤ７）をも試験に供した。
具鋼（従来鋼Ｎｏ．３８）、高速度工具鋼（従来鋼Ｎ
ｏ．３９：ＳＫＨ５１）、冷間用合金工具鋼（従来鋼Ｎ
ｏ．４０：ＳＫＤ１１）、熱間用合金工具鋼（従来鋼Ｎ
ｏ．４１：ＳＫＤ７）をも試験に供した。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
【表３】
【００４４】次いで、本発明鋼および比較鋼ならびに従
来の低合金高速度工具鋼については、温度：１２００
℃，時間：２０時間の均質拡散処理を実施し、従来鋼で
あるＳＫＨ５１，ＳＫＤ１１，ＳＫＤ７には均質拡散処
理を実施しなかった。
来の低合金高速度工具鋼については、温度：１２００
℃，時間：２０時間の均質拡散処理を実施し、従来鋼で
あるＳＫＨ５１，ＳＫＤ１１，ＳＫＤ７には均質拡散処
理を実施しなかった。
【００４５】続いて、温度：１２００℃での加熱鍛造を
行うことにより３０ｍｍ角の大きさとしたのち、温度：
８７０℃，時間：２時間の焼なましを施し、その後、試
験片に粗加工した。
行うことにより３０ｍｍ角の大きさとしたのち、温度：
８７０℃，時間：２時間の焼なましを施し、その後、試
験片に粗加工した。
【００４６】この試験片への粗加工に際しては、 （１）結晶粒粗大化特性評価用試験片（発明鋼，比較
鋼，従来の低合金高速度工具鋼のみ） （２）シャルピー試験片 を作製した。
鋼，従来の低合金高速度工具鋼のみ） （２）シャルピー試験片 を作製した。
【００４７】そして、結晶粒粗大化特性評価用試験片を
用い、結晶粒粗大化温度の測定を行うに際しては、各温
度に５分間加熱した場合に、結晶粒度番号が８．０以下
に粗大化する温度を求めた。この結果を表５〜表７の
「結晶粒粗大化温度」の欄に示す。
用い、結晶粒粗大化温度の測定を行うに際しては、各温
度に５分間加熱した場合に、結晶粒度番号が８．０以下
に粗大化する温度を求めた。この結果を表５〜表７の
「結晶粒粗大化温度」の欄に示す。
【００４８】一方、シャルピー衝撃試験片を用いてシャ
ルピー衝撃試験を実施するに際しては、表４に示す条件
で焼入れ・焼もどしを実施した。
ルピー衝撃試験を実施するに際しては、表４に示す条件
で焼入れ・焼もどしを実施した。
【００４９】
【表４】
【００５０】次いで、熱処理後に試験片精加工を行うこ
とにより、１０ｍｍ角×５５ｍｍ，１０Ｒノッチのシャ
ルピー衝撃試験片を作製した。
とにより、１０ｍｍ角×５５ｍｍ，１０Ｒノッチのシャ
ルピー衝撃試験片を作製した。
【００５１】そして、耐摩耗性評価の指標として硬さの
測定を行い、この際、シャルピー衝撃試験片についてロ
ックウエルＣスケールにて硬さの測定を行った。この結
果を表５〜表７の「硬さ」の欄に示す。
測定を行い、この際、シャルピー衝撃試験片についてロ
ックウエルＣスケールにて硬さの測定を行った。この結
果を表５〜表７の「硬さ」の欄に示す。
【００５２】さらに、靭性評価の指標として、シャルピ
ー衝撃試験片を用いてシャルピー衝撃試験を行った。こ
の結果を表５〜表７の「シャルピー衝撃値」の欄に示
す。
ー衝撃試験片を用いてシャルピー衝撃試験を行った。こ
の結果を表５〜表７の「シャルピー衝撃値」の欄に示
す。
【００５３】さらに、１次炭化物量および１次炭化物平
均粒径の測定を行うに際し、発明鋼および比較鋼の一部
ならびに従来の低合金高速度工具鋼について、炭化物を
腐食した後、画像解析装置を用いて、最大長さ３μｍ以
上の１次炭化物の面積率および平均粒径の測定を行っ
た。これらの結果を表５〜表７の「１次炭化物面積率」
および「１次炭化物平均粒径」の欄に示す。
均粒径の測定を行うに際し、発明鋼および比較鋼の一部
ならびに従来の低合金高速度工具鋼について、炭化物を
腐食した後、画像解析装置を用いて、最大長さ３μｍ以
上の１次炭化物の面積率および平均粒径の測定を行っ
た。これらの結果を表５〜表７の「１次炭化物面積率」
および「１次炭化物平均粒径」の欄に示す。
【００５４】
【表５】
【００５５】
【表６】
【００５６】
【表７】
【００５７】以上の結果、本発明鋼はいずれも結晶粒粗
大化温度が１２２０℃よりも高いものとなっており、従
来の低合金高速度工具鋼に比べてより高い温度での焼入
れが可能であることが確かめられた。
大化温度が１２２０℃よりも高いものとなっており、従
来の低合金高速度工具鋼に比べてより高い温度での焼入
れが可能であることが確かめられた。
【００５８】また、本発明の低合金高速度工具鋼では、
従来の低合金高速度工具鋼に比べてより高い温度での焼
入れが可能であることから、いずれもＨＲＣ６２以上の
高硬度を得ることが可能であり、高硬度で使用すること
によって耐摩耗性がより一層要求される用途にも使用可
能であるものとなっていた。
従来の低合金高速度工具鋼に比べてより高い温度での焼
入れが可能であることから、いずれもＨＲＣ６２以上の
高硬度を得ることが可能であり、高硬度で使用すること
によって耐摩耗性がより一層要求される用途にも使用可
能であるものとなっていた。
【００５９】さらに、本発明の低合金高速度工具鋼で
は、１次炭化物が微細に存在しており、シャルピー衝撃
値はいずれも３５Ｊ／ｃｍ２以上となっていて靭性に優
れたものとなっていた。
は、１次炭化物が微細に存在しており、シャルピー衝撃
値はいずれも３５Ｊ／ｃｍ２以上となっていて靭性に優
れたものとなっていた。
【００６０】したがって、高硬度域で使用したときでも
割れ等による工具寿命の低下がなく、耐摩耗性がより一
層要求される用途にも使用可能であるものとなってい
た。
割れ等による工具寿命の低下がなく、耐摩耗性がより一
層要求される用途にも使用可能であるものとなってい
た。
【００６１】このように、本発明鋼では、Ｎｂ，Ｔａを
従来よりも多く添加することによって、結晶粒の粗大化
を抑制し、高温焼入れを可能とし、高硬度化が実現でき
るものであった。
従来よりも多く添加することによって、結晶粒の粗大化
を抑制し、高温焼入れを可能とし、高硬度化が実現でき
るものであった。
【００６２】そして、Ｎｂ，Ｔａは結晶粒の粗大化を抑
制するためだけに単純に添加したものではなく、Ｎｂ，
Ｔａにより形成される１次炭化物が微細に分散するよう
に、添加量の適正化を鋭意検討した結果、靭性の低下を
抑制しつつ、高硬度化、すなわち耐摩耗性の向上が可能
となり、そのうえ、１次炭化物が微細に存在しているこ
とによって靭性に優れ、高硬度域で使用しても割れ等に
よる不具合が生じがたく、耐衝撃性の向上も可能となっ
た。
制するためだけに単純に添加したものではなく、Ｎｂ，
Ｔａにより形成される１次炭化物が微細に分散するよう
に、添加量の適正化を鋭意検討した結果、靭性の低下を
抑制しつつ、高硬度化、すなわち耐摩耗性の向上が可能
となり、そのうえ、１次炭化物が微細に存在しているこ
とによって靭性に優れ、高硬度域で使用しても割れ等に
よる不具合が生じがたく、耐衝撃性の向上も可能となっ
た。
【００６３】図１は、ＮｂとＴａの添加効果をさらにわ
かりやすく示したものであって、Ｎｏ．２０〜２６の鋼
について、Ｎｂ＋１／２Ｔａ含有量と１次炭化物面積率
および１次炭化物平均粒径との関係をあらわしたもので
ある。
かりやすく示したものであって、Ｎｏ．２０〜２６の鋼
について、Ｎｂ＋１／２Ｔａ含有量と１次炭化物面積率
および１次炭化物平均粒径との関係をあらわしたもので
ある。
【００６４】図１より明らかであるように、Ｎｂ＋１／
２Ｔａ含有量を１．０％超過とすることによって、Ｍ６
Ｃ型の１次炭化物量が減少し、その結果、合計の１次炭
化物（ＭＣ＋Ｍ６Ｃ）量が減少することが認められた。
そしてまた、ＭＣ型の１次炭化物が花弁状に晶出するた
め、熱間加工後の１次炭化物平均粒径が減少することが
認められた。ただし、Ｎｂ＋１／２Ｔａ含有量が４．０
％を超えると、１次炭化物面積率および１次炭化物平均
粒径がともに増加することが認められた。
２Ｔａ含有量を１．０％超過とすることによって、Ｍ６
Ｃ型の１次炭化物量が減少し、その結果、合計の１次炭
化物（ＭＣ＋Ｍ６Ｃ）量が減少することが認められた。
そしてまた、ＭＣ型の１次炭化物が花弁状に晶出するた
め、熱間加工後の１次炭化物平均粒径が減少することが
認められた。ただし、Ｎｂ＋１／２Ｔａ含有量が４．０
％を超えると、１次炭化物面積率および１次炭化物平均
粒径がともに増加することが認められた。
【００６５】（実施例２）表８の本発明鋼（Ａ）の欄に
示す化学成分組成の鋼を量産規模て製造し、φ１００ｍ
ｍの丸棒を熱間鍛造により成形したのち、自動車用部品
の打ち抜きパンチを製作して、その実用性能を評価し
た。
示す化学成分組成の鋼を量産規模て製造し、φ１００ｍ
ｍの丸棒を熱間鍛造により成形したのち、自動車用部品
の打ち抜きパンチを製作して、その実用性能を評価し
た。
【００６６】他方、表８の比較鋼の欄に示す化学成分組
成を有する市販の冷間用合金工具鋼（ＳＫＤ１１）を素
材としてφ１００ｍｍの丸棒を熱間鍛造により成形した
のち、同じく自動車用部品の打ち抜きパンチを製作し
て、その実用性能を評価した。
成を有する市販の冷間用合金工具鋼（ＳＫＤ１１）を素
材としてφ１００ｍｍの丸棒を熱間鍛造により成形した
のち、同じく自動車用部品の打ち抜きパンチを製作し
て、その実用性能を評価した。
【００６７】
【表８】
【００６８】また、評価終了後の各パンチの中心部より
シャルピー衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃値およ
び硬さを測定した。これらの結果を表９に示す。
シャルピー衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃値およ
び硬さを測定した。これらの結果を表９に示す。
【００６９】なお、本発明鋼（Ａ）については、熱間鍛
造前に表９に示すような均質拡散処理を実施したものと
実施しないものを２種類製造した。また、パンチの焼入
れ・焼もどし条件も変化させた。
造前に表９に示すような均質拡散処理を実施したものと
実施しないものを２種類製造した。また、パンチの焼入
れ・焼もどし条件も変化させた。
【００７０】そして、実用性能の評価は、Ｓ４５Ｃから
なる板厚２．５ｍｍの炭素鋼板を打ち抜いて、パンチが
摩耗または割れにより使用不要となるまでのショット数
を調べることにより行った。これらの結果を同じく表９
に示す。
なる板厚２．５ｍｍの炭素鋼板を打ち抜いて、パンチが
摩耗または割れにより使用不要となるまでのショット数
を調べることにより行った。これらの結果を同じく表９
に示す。
【００７１】
【表９】
【００７２】表９に示すように、本発明鋼（Ａ）からな
る低合金高速度工具鋼を素材としたパンチでは、従来の
冷間用合金工具鋼を素材としたパンチに比べて、ショッ
ト数がかなり多く、より一層の長寿命化を実現できるこ
とが確かめられた。
る低合金高速度工具鋼を素材としたパンチでは、従来の
冷間用合金工具鋼を素材としたパンチに比べて、ショッ
ト数がかなり多く、より一層の長寿命化を実現できるこ
とが確かめられた。
【００７３】
【発明の効果】本発明による低合金高速度工具鋼では、
請求項１に記載しているように、重量％で、Ｃ：０．４
０〜０．８０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％
以下、Ｃｒ：２．０〜５．０未満％、Ｗ：２．０超過〜
１５．０％、Ｎｂ：１．０超過〜４．０％およびＴａ：
２．０〜８．０％のうちの１種または２種（ただし、Ｎ
ｂ＋１／２Ｔａ：４．０％以下）、Ｖ：０．１〜２．０
％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物よりなるものとした
から、従来の低合金高速度工具鋼に比べて高温焼入れが
可能であり、高硬度を得ることが可能であって、高硬度
で使用することにより、耐摩耗性にさらに優れているこ
とが要求される用途にも適したものであり、また、従来
の低合金高速度工具鋼に比べて１次炭化物が微細に存在
しているものとすることができるので、靭性にも優れた
ものとすることができ、それゆえ、高硬度域で使用した
ときでも割れ等による工具寿命の低下がなく、耐衝撃性
に優れていることが要求される用途にも適したものであ
るという著大なる効果がもたらされる。
請求項１に記載しているように、重量％で、Ｃ：０．４
０〜０．８０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％
以下、Ｃｒ：２．０〜５．０未満％、Ｗ：２．０超過〜
１５．０％、Ｎｂ：１．０超過〜４．０％およびＴａ：
２．０〜８．０％のうちの１種または２種（ただし、Ｎ
ｂ＋１／２Ｔａ：４．０％以下）、Ｖ：０．１〜２．０
％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物よりなるものとした
から、従来の低合金高速度工具鋼に比べて高温焼入れが
可能であり、高硬度を得ることが可能であって、高硬度
で使用することにより、耐摩耗性にさらに優れているこ
とが要求される用途にも適したものであり、また、従来
の低合金高速度工具鋼に比べて１次炭化物が微細に存在
しているものとすることができるので、靭性にも優れた
ものとすることができ、それゆえ、高硬度域で使用した
ときでも割れ等による工具寿命の低下がなく、耐衝撃性
に優れていることが要求される用途にも適したものであ
るという著大なる効果がもたらされる。
【００７４】そして、請求項２に記載しているように、
Ｍｏ：７．５％以下（ただし、Ｗ＋２Ｍｏ：１５．０％
以下）を含むものとすることによって基地の強化および
耐摩耗性のより一層の向上が可能となり、請求項３に記
載しているように、Ｎ：０．１０％以下を含むものとす
ることにより微細な窒化物として析出させることによっ
て焼入れ時の結晶粒の粗大化をさらに防止することが可
能となり、請求項４に記載しているように、Ｃｏ：１
０．０％以下およびＮｉ：２．０％以下のうちの１種ま
たは２種を含むものとすることによって基地をより一層
強化することが可能であり、請求項５に記載しているよ
うに、Ａｌ：１．５％以下およびＴｉ：１．０％以下の
うちの１種または２種を含むものとすることによって、
微細な窒化物ないしは炭窒化物を形成することにより焼
入れ時の結晶粒の粗大化をさらに防止することが可能で
あり、請求項６に記載しているように、Ｓ：０．０３０
％以下，Ｔｅ：０．０３０％以下およびＣａ：０．００
３０％以下のうちの１種または２種以上を含むものとす
ることによって、被削性をより一層向上することによ
り、工具や金型への加工性がさらに良好なものとなり、
請求項７に記載しているように、ＲＥＭ：０．５０％以
下を含むものとすることによって、基地の清浄度を高
め、耐衝撃性をさらに向上させることが可能であるとい
う著大なる効果がもたらされる。
Ｍｏ：７．５％以下（ただし、Ｗ＋２Ｍｏ：１５．０％
以下）を含むものとすることによって基地の強化および
耐摩耗性のより一層の向上が可能となり、請求項３に記
載しているように、Ｎ：０．１０％以下を含むものとす
ることにより微細な窒化物として析出させることによっ
て焼入れ時の結晶粒の粗大化をさらに防止することが可
能となり、請求項４に記載しているように、Ｃｏ：１
０．０％以下およびＮｉ：２．０％以下のうちの１種ま
たは２種を含むものとすることによって基地をより一層
強化することが可能であり、請求項５に記載しているよ
うに、Ａｌ：１．５％以下およびＴｉ：１．０％以下の
うちの１種または２種を含むものとすることによって、
微細な窒化物ないしは炭窒化物を形成することにより焼
入れ時の結晶粒の粗大化をさらに防止することが可能で
あり、請求項６に記載しているように、Ｓ：０．０３０
％以下，Ｔｅ：０．０３０％以下およびＣａ：０．００
３０％以下のうちの１種または２種以上を含むものとす
ることによって、被削性をより一層向上することによ
り、工具や金型への加工性がさらに良好なものとなり、
請求項７に記載しているように、ＲＥＭ：０．５０％以
下を含むものとすることによって、基地の清浄度を高
め、耐衝撃性をさらに向上させることが可能であるとい
う著大なる効果がもたらされる。
【００７５】また、本発明による低合金高速度工具鋼の
製造方法では、請求項８に記載しているように、請求項
１ないし７のいずれかに記載の化学成分組成を有する低
合金高速度工具鋼素材に対し、熱間加工前および熱間加
工途中の少なくともいずれかにおいて、温度１１００〜
１２５０℃の均質拡散処理を行うようにしたから、合金
元素の均質拡散が著しく良好なものとなって、高硬度，
高耐摩耗性，高靭性，高耐衝撃性の低合金高速度工具鋼
を製造することが可能であり、工具および金型のより一
層の長寿命化を実現することが可能であるという著大な
る効果がもたらされる。
製造方法では、請求項８に記載しているように、請求項
１ないし７のいずれかに記載の化学成分組成を有する低
合金高速度工具鋼素材に対し、熱間加工前および熱間加
工途中の少なくともいずれかにおいて、温度１１００〜
１２５０℃の均質拡散処理を行うようにしたから、合金
元素の均質拡散が著しく良好なものとなって、高硬度，
高耐摩耗性，高靭性，高耐衝撃性の低合金高速度工具鋼
を製造することが可能であり、工具および金型のより一
層の長寿命化を実現することが可能であるという著大な
る効果がもたらされる。
【図１】 Ｎｂ＋１／２Ｔａ含有量と１次炭化物面積率
および１次炭化物平均粒径との関係を調べた結果を例示
するグラフである。
および１次炭化物平均粒径との関係を調べた結果を例示
するグラフである。
Claims (8)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．４０〜０．８０％、
Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：２．
０〜５．０未満％、Ｗ：２．０超過〜１５．０％、Ｎ
ｂ：１．０超過〜４．０％およびＴａ：２．０〜８．０
％のうちの１種または２種（ただし、Ｎｂ＋１／２Ｔ
ａ：４．０％以下）、Ｖ：０．１〜２．０％を含有し、
残部Ｆｅおよび不純物よりなることを特徴とする低合金
高速度工具鋼。 - 【請求項２】 Ｍｏ：７．５％以下（ただし、Ｗ＋２Ｍ
ｏ：１５．０％以下）を含むことを特徴とする請求項１
に記載の低合金高速度工具鋼。 - 【請求項３】 Ｎ：０．１０％以下を含むことを特徴と
する請求項１または２に記載の低合金高速度工具鋼。 - 【請求項４】 Ｃｏ：１０．０％以下およびＮｉ：２．
０％以下のうちの１種または２種を含むことを特徴とす
る請求項１ないし３のいずれかに記載の低合金高速度工
具鋼。 - 【請求項５】 Ａｌ：１．５％以下およびＴｉ：１．０
％以下のうちの１種または２種を含むことを特徴とする
請求項１ないし４のいずれかに記載の低合金高速度工具
鋼。 - 【請求項６】 Ｓ：０．０３０％以下，Ｔｅ：０．０３
０％以下およびＣａ：０．００３０％以下のうちの１種
または２種以上を含むことを特徴とする請求項１ないし
５のいずれかに記載の低合金高速度工具鋼。 - 【請求項７】 ＲＥＭ：０．５０％以下を含むことを特
徴とする請求項１ないし６のいずれかに記載の低合金高
速度工具鋼。 - 【請求項８】 請求項１ないし７のいずれかに記載の化
学成分組成を有する低合金高速度工具鋼素材に対し、熱
間加工前および熱間加工途中の少なくともいずれかにお
いて、温度１１００〜１２５０℃の均質拡散処理を実施
することを特徴とする低合金高速度工具鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14827697A JPH10330894A (ja) | 1997-06-05 | 1997-06-05 | 低合金高速度工具鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14827697A JPH10330894A (ja) | 1997-06-05 | 1997-06-05 | 低合金高速度工具鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10330894A true JPH10330894A (ja) | 1998-12-15 |
Family
ID=15449154
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14827697A Pending JPH10330894A (ja) | 1997-06-05 | 1997-06-05 | 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) | JPH10330894A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1052305A2 (de) * | 1999-05-10 | 2000-11-15 | Böhler Edelstahl GmbH & Co KG | Metallischer Werkstoff mit hoher Härte, hohem Verschleisswiderstand und hoher Zähigkeit |
| KR100368540B1 (ko) * | 2000-06-20 | 2003-01-24 | 기아특수강 주식회사 | 인성 및 강도가 우수한 열간·온간 겸용 저합금고속도공구강 및 그의 제조방법 |
| EP1469094A1 (en) * | 2003-04-09 | 2004-10-20 | Hitachi Metals, Ltd. | High speed tool steel and its manufacturing method |
| FR2870546A1 (fr) * | 2004-05-21 | 2005-11-25 | Industeel Creusot | Acier a haute resistance mecanique et a l'usure |
| KR100619841B1 (ko) | 2004-11-24 | 2006-09-08 | 송치복 | 고 실리콘/저 합금 내충격 · 내마모용 고탄성 고강도강및 그의 제조방법 |
| JP2008111194A (ja) * | 2006-10-27 | 2008-05-15 | Boehler Edelstahl Gmbh | 切削工具用鋼合金 |
| 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 |
| JP2010514917A (ja) * | 2006-08-28 | 2010-05-06 | ビラレス メタルズ ソシエダッド アノニマ | 乾燥組成を有する硬質合金 |
-
1997
- 1997-06-05 JP JP14827697A patent/JPH10330894A/ja active Pending
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| EP1052305A2 (de) * | 1999-05-10 | 2000-11-15 | Böhler Edelstahl GmbH & Co KG | Metallischer Werkstoff mit hoher Härte, hohem Verschleisswiderstand und hoher Zähigkeit |
| KR100368540B1 (ko) * | 2000-06-20 | 2003-01-24 | 기아특수강 주식회사 | 인성 및 강도가 우수한 열간·온간 겸용 저합금고속도공구강 및 그의 제조방법 |
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