JPS5824499B2 - 高靱性耐摩耗切削用工具鋼 - Google Patents
高靱性耐摩耗切削用工具鋼Info
- Publication number
- JPS5824499B2 JPS5824499B2 JP7428679A JP7428679A JPS5824499B2 JP S5824499 B2 JPS5824499 B2 JP S5824499B2 JP 7428679 A JP7428679 A JP 7428679A JP 7428679 A JP7428679 A JP 7428679A JP S5824499 B2 JPS5824499 B2 JP S5824499B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- tool steel
- amount
- cutting tool
- carbide
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
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- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
置換型合金元素を固溶する極低炭素鉄マルテンサイト合
金の時効硬化性を利用し強靭性をもたせたいわゆるマル
エージング鋼は高強靭性を要する機械構造用材料として
広く使用されている。
金の時効硬化性を利用し強靭性をもたせたいわゆるマル
エージング鋼は高強靭性を要する機械構造用材料として
広く使用されている。
また１部ではこの鋼の強靭性を利用し、冷間工具用材料
としての用途が検討されている。
としての用途が検討されている。
しかるにこの鋼はその強化機構が置換型合金元素の金属
間化合物の析出硬化を利用する為、組織中に高硬度粒子
を含まず工具材料としては欠くべからざる性質の１つで
ある耐摩耗性が悪くこれがこの鋼の工具材料としての適
性上の欠陥となっている。
間化合物の析出硬化を利用する為、組織中に高硬度粒子
を含まず工具材料としては欠くべからざる性質の１つで
ある耐摩耗性が悪くこれがこの鋼の工具材料としての適
性上の欠陥となっている。
このようなマルエージング鋼の耐摩耗性の改善対策の１
つとして粉末冶金法によりマルエージング鋼を母材とし
これに炭化物を焼結させた材料が既に公知となっている
。
つとして粉末冶金法によりマルエージング鋼を母材とし
これに炭化物を焼結させた材料が既に公知となっている
。
しかしこのような焼結冶金法では、完全な真密度が得ら
れにくいこと、ならびに寸度的に大物材が製造されない
などの欠点がある。
れにくいこと、ならびに寸度的に大物材が製造されない
などの欠点がある。
と共に高価な金属炭化物を必要とし、工業的に高価な材
料となる。
料となる。
一方溶解冶金法によってマルエージング鋼にＣを添加し
炭化物を生成させることは、下記の理由で一般的に行な
われていない。
炭化物を生成させることは、下記の理由で一般的に行な
われていない。
すなわち従来概念では、マルエージング鋼へのＣ添加は
ＴｉＣ。
ＴｉＣ。
Ｍｎ２０ などの炭化物を生成し強化にあづかるＴｉ
、Ｍｏ通を減少させ靭性を劣化させるとの実験事実から
Ｃはむしろ有害元素としてみなされているが一般的現状
である。
、Ｍｏ通を減少させ靭性を劣化させるとの実験事実から
Ｃはむしろ有害元素としてみなされているが一般的現状
である。
本発明は従来概念とは全く異なりマルエージング鋼中に
多量のＣを添加し、この際Ｃを親和力の強いＴｉ、Ｚｒ
、Ｎｂの１種または２種以上の元素をそれぞれＴｉＣ，
ＺｒＣ，ＮｂＣを生成するのに必要な化学量論的に定め
られる比率で併合添加することによって添加したＣと炭
化物生成元素のほとんどを一次晶の炭化物として生成さ
せ、マトリックス自体はＣの少ないマルエージング鋼と
しての特性を存続させつ＼生成した炭化物によって耐摩
耗性を付与させて、高靭性でかつ高耐摩耗性を有する新
規合金が生れることを見出したものである。
多量のＣを添加し、この際Ｃを親和力の強いＴｉ、Ｚｒ
、Ｎｂの１種または２種以上の元素をそれぞれＴｉＣ，
ＺｒＣ，ＮｂＣを生成するのに必要な化学量論的に定め
られる比率で併合添加することによって添加したＣと炭
化物生成元素のほとんどを一次晶の炭化物として生成さ
せ、マトリックス自体はＣの少ないマルエージング鋼と
しての特性を存続させつ＼生成した炭化物によって耐摩
耗性を付与させて、高靭性でかつ高耐摩耗性を有する新
規合金が生れることを見出したものである。
この際マトリックスとして用いるマルエージング鋼とし
て重量係でＮｉ ３〜２０係、Ｃ。
て重量係でＮｉ ３〜２０係、Ｃ。
１０〜２５係、Ｍｏ８〜１５％を含有することによりマ
トリックスにＨＲＣ６０以上の時効硬さを有せしめ、こ
れにＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒの炭化物を分散生成させることに
より耐摩耗性を付与させ、高靭性、高耐摩耗の切削工具
用鋼としての新規合金を提供するものである。
トリックスにＨＲＣ６０以上の時効硬さを有せしめ、こ
れにＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒの炭化物を分散生成させることに
より耐摩耗性を付与させ、高靭性、高耐摩耗の切削工具
用鋼としての新規合金を提供するものである。
本発明による合金は耐熱性、耐摩耗性については、従来
工具鋼として最もすぐれている高速度工具鋼よりはるか
にすぐれた特性を有し、靭性も高速度工具鋼よい高い硬
さのレベルで同等であり切削工具用鋼としてはきわめて
すぐれた切削耐久性を示すものである。
工具鋼として最もすぐれている高速度工具鋼よりはるか
にすぐれた特性を有し、靭性も高速度工具鋼よい高い硬
さのレベルで同等であり切削工具用鋼としてはきわめて
すぐれた切削耐久性を示すものである。
補中 つぎに本発明の実
施例の詳細について述べる。
施例の詳細について述べる。
第１表は本発明鋼と比較材料鋼の実施成分例である。
第１表において合金Ａはマトリックスとして用いたマル
エージング鋼のベース成分を示す。
エージング鋼のベース成分を示す。
合金Ｂ以下は、このベース成分に重量％テ１゜〜３０係
のＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖの１種または２種を添加し、そ
れぞれＴｉＣ，ＺｒＣ，ＶＣを生成するのに必要な化学
量論比でＣと併合添加したものである。
のＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖの１種または２種を添加し、そ
れぞれＴｉＣ，ＺｒＣ，ＶＣを生成するのに必要な化学
量論比でＣと併合添加したものである。
但し合金Ｃ，Ｄ、 ＥについてはＣの添加量をＴｉＣを
生成するのに必要な化学量論比からずらした組成となっ
ている。
生成するのに必要な化学量論比からずらした組成となっ
ている。
）ミ これら第１表に示す合金は真空
溶解後５ｏｚ×２００１のインゴットに鋳造したのち２
ｏｚに鍛伸し１２００℃で溶体化処理し、５５０℃で時
効処理を行った。
溶解後５ｏｚ×２００１のインゴットに鋳造したのち２
ｏｚに鍛伸し１２００℃で溶体化処理し、５５０℃で時
効処理を行った。
その時効後の硬さと抗析強さおよびたわみ試験の結果を
第２表に示す。
第２表に示す。
従来鋼として５ＫＨ５７を熱処理し本発明鋼と対比した
。
。
第２表によれば本発明鋼であ”ｂＢ、Ｃ，Ｆ、Ｇおよび
Ｊはベース成分鋼Ａより著しく硬い時効硬さを有し特チ
タン炭化物を生成させた上記発明鋼は従来の高速度工具
鋼５ＫＨ５７をはるかに上まわる硬さを有し、かつ抗折
強さも撓みも非常に高い値を示している。
Ｊはベース成分鋼Ａより著しく硬い時効硬さを有し特チ
タン炭化物を生成させた上記発明鋼は従来の高速度工具
鋼５ＫＨ５７をはるかに上まわる硬さを有し、かつ抗折
強さも撓みも非常に高い値を示している。
また炭化物生成元素としてＴｉの他Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖなど
のうちＺｒ、Ｎｂについては本発明の実施例の合金番号
のそれぞれＨ，Ｉに示されるごと＜５ＫＨ５７と比較し
て高い硬さと靭性はむしろ５ＫＨ５７をしのいでいる。
のうちＺｒ、Ｎｂについては本発明の実施例の合金番号
のそれぞれＨ，Ｉに示されるごと＜５ＫＨ５７と比較し
て高い硬さと靭性はむしろ５ＫＨ５７をしのいでいる。
チタン炭化物を含む合金の高い時効硬さはマトリックス
に固溶したＴｉによるものであることは等業者には容易
に推測できることである。
に固溶したＴｉによるものであることは等業者には容易
に推測できることである。
またＺｒ、Ｎｂにおいても同様の事がいえるのは論をま
たない。
たない。
但しこの際添加のＣ量についてはマトリックス中のＣ量
を増加させないために十分な考慮が必要である。
を増加させないために十分な考慮が必要である。
第１図は本発明鋼の代表的ミクロ組織を示したものであ
る。
る。
白色のマルエージング鋼のマトリックスにチタン炭化物
が均一に分散生成した組織を有していることが明らかで
ある。
が均一に分散生成した組織を有していることが明らかで
ある。
第３表はＸ線微少分析装置によって、第１表合金Ｂの溶
体化処理状態の炭化物とマ） ＩＪソックス合金元素量
を測定した結果である。
体化処理状態の炭化物とマ） ＩＪソックス合金元素量
を測定した結果である。
第３表において放生炭化物は明らかにチタン炭化物であ
りマトリックスも低炭素のベース成分にほぼ等しい組成
を有していることは明らかである。
りマトリックスも低炭素のベース成分にほぼ等しい組成
を有していることは明らかである。
ベース成分のＭｏが１部炭化物中に固溶しているが機械
試験の結果これら元素の若干の変動はとくに問題にはな
らないことが確認された。
試験の結果これら元素の若干の変動はとくに問題にはな
らないことが確認された。
第２図は本発明鋼の高温硬さを高速度工具鋼５ＫＨ５７
と比較した結果である。
と比較した結果である。
第２図に示すごとく本発明鋼である第１表に示す合金Ｂ
、Ｃ，Ｇ共に５ＫＨ５７よりも高い硬さを示している。
、Ｃ，Ｇ共に５ＫＨ５７よりも高い硬さを示している。
第３図は本発明鋼の耐摩耗性を５ＫＨ５７と比較した結
果を示したものである。
果を示したものである。
耐摩耗性のテストは大違式迅速摩耗試験機を用い、６．
８ｋｇの荷重で摩擦リングとしてＳＣＭ２１（ＨＢ１４
５〜１４８）を用い、摩擦速度３ｍ／ｓｅｃで４００ｍ
の摩擦距離での比摩耗量の測定によって実施した。
８ｋｇの荷重で摩擦リングとしてＳＣＭ２１（ＨＢ１４
５〜１４８）を用い、摩擦速度３ｍ／ｓｅｃで４００ｍ
の摩擦距離での比摩耗量の測定によって実施した。
第３図の横軸は炭化物の重量係を示し縦軸は比摩耗量を
示す。
示す。
本発明鋼が５ＫＨ５７と比較して著しく高い耐摩耗性を
有していることは明らかである。
有していることは明らかである。
つぎに第４表は本発明鋼の切削耐久性を
５ＫＨ５７と比較した結果を表したものである。
切削条件は長手方向の連続切削方式で被削材はＳＮＣＭ
８（ＨＢ２００の硬さ）を用い５０ ｍ／藤の切削スピ
ードで完全寿命時点までの切削時間を記録した。
８（ＨＢ２００の硬さ）を用い５０ ｍ／藤の切削スピ
ードで完全寿命時点までの切削時間を記録した。
第４表によれば５ＫＨ５７と比較して約４倍に近い切削
寿命が記録され本発明鋼が切削用工具鋼としてきわめて
すぐれた性能を有することが確認された。
寿命が記録され本発明鋼が切削用工具鋼としてきわめて
すぐれた性能を有することが確認された。
つぎに成分限定理由について述べる。
ＮＮｉは基地として用いるマルエージング鋼としての硬
化機構を有せしめるのには欠くべからざるン元素であり
、Ｎｉ３％以下では常温でマルテンサイトを生成しない
こと、また２０係以上ではオーステナイトが残留するか
ら下限を３係とし上限を２０係に限定した。
化機構を有せしめるのには欠くべからざるン元素であり
、Ｎｉ３％以下では常温でマルテンサイトを生成しない
こと、また２０係以上ではオーステナイトが残留するか
ら下限を３係とし上限を２０係に限定した。
ＭｏはＨＲＣ６０以上の硬化能を付与するには少くとも
８係は必要である。
８係は必要である。
しか・し１５係を越えると金属間化合物を多量に析出し
、靭性が急激に劣化するので上限値をｌｓ％とした。
、靭性が急激に劣化するので上限値をｌｓ％とした。
ＣｏはＭｏとの共同添加において時効硬化性を著しく向
上させる。
上させる。
１０係以下ではこの効果が少なく、２５係以上ではＭｏ
と同じく靭性が低下するので２５係を上限値とした。
と同じく靭性が低下するので２５係を上限値とした。
また炭化物生成元素としては既述したごとくｖはヴナジ
ウム炭化物を生成し、マトリックスに多量に固溶しマル
エージング鋼としての硬化機構に悪影響をおよばし靭性
と硬さが低下するので好ましくなく■より強力炭化物生
成元素であるＴ ｉ、Ｚ ｒ、 Ｎｂに限定した。
ウム炭化物を生成し、マトリックスに多量に固溶しマル
エージング鋼としての硬化機構に悪影響をおよばし靭性
と硬さが低下するので好ましくなく■より強力炭化物生
成元素であるＴ ｉ、Ｚ ｒ、 Ｎｂに限定した。
生成するＴ ｉ、 Ｚｒ、 Ｎｂ重量係については１０
係以下では生成するＴｉＣ，ＺｒＣ，ＮｂＣの量が少な
いために耐摩耗性を与えるには不充分であり１０％を下
限とした。
係以下では生成するＴｉＣ，ＺｒＣ，ＮｂＣの量が少な
いために耐摩耗性を与えるには不充分であり１０％を下
限とした。
また３０％を越えると溶湯の粘性が極めて悪くなり鋳込
みが困難となるので３０ｏＩ）以下に限定した。
みが困難となるので３０ｏＩ）以下に限定した。
また添加Ｃ量についてはマトリックス中のＣ最を増加Ｃ
量がＴｉ５Ｚｒ１Ｎｂの炭化物を生成するのに必要な化
学量論的炭素量 Ｃ＝ ０．２５ Ｔ ｉ ＋０．１３Ｎｂ＋０．１３
Ｚｒ−（１）式（１）式を下廻ると過剰の炭素量はＭｏ
の炭化物を生成しこの炭化物は溶体化処理時にマトリッ
クス中に固溶し靭性を著しく低下させて好ましくない。
量がＴｉ５Ｚｒ１Ｎｂの炭化物を生成するのに必要な化
学量論的炭素量 Ｃ＝ ０．２５ Ｔ ｉ ＋０．１３Ｎｂ＋０．１３
Ｚｒ−（１）式（１）式を下廻ると過剰の炭素量はＭｏ
の炭化物を生成しこの炭化物は溶体化処理時にマトリッ
クス中に固溶し靭性を著しく低下させて好ましくない。
よって添加炭素量の上限はＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂの添加量で
定められる化学量論的炭素量以下とすべきである。
定められる化学量論的炭素量以下とすべきである。
また化学量論的炭素量を下廻った場合は過剰のＴｉ１
Ｚｒ、Ｎｂはマトリックスに固溶するか或いは他の合金
元素と巨大な金属間化合物を生成し靭性を低下させるの
で好ましくない、しかし若干の化学量論的炭素量を下廻
ることは大きな弊害とならない、その限度は化学量論的
炭素量の３０係を下廻らない値までゾある。
Ｚｒ、Ｎｂはマトリックスに固溶するか或いは他の合金
元素と巨大な金属間化合物を生成し靭性を低下させるの
で好ましくない、しかし若干の化学量論的炭素量を下廻
ることは大きな弊害とならない、その限度は化学量論的
炭素量の３０係を下廻らない値までゾある。
よって下限値として７０チを限定した。
第１図は本発明の鋼のミクロ組織である。
第２図は本発明鋼の高温における硬さを高速度工具鋼と
対比した図である。 第３図は本発明鋼の耐摩耗性を高速度工具鋼と対比した
図である。
対比した図である。 第３図は本発明鋼の耐摩耗性を高速度工具鋼と対比した
図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量比で３〜２０チのＮｉ、１０〜２５％のＣｏ、
８〜１５％のＭｏ、１０〜２５％のＴｉ。 Ｎｂ、Ｚｒの中１種以上を含み、Ｃ含有量はＣｂａ１％
−０，２５Ｔ ｉ％＋ｏ、１３Ｎｂ％＋ ０．１３ Ｚ
＄で示される値を上限とし、ＣｂａＩ！％Ｘ０．７の値
を下限とし残部Ｆｅおよび不純物からなる高靭性耐摩耗
切削用工具鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7428679A JPS5824499B2 (ja) | 1979-06-13 | 1979-06-13 | 高靱性耐摩耗切削用工具鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7428679A JPS5824499B2 (ja) | 1979-06-13 | 1979-06-13 | 高靱性耐摩耗切削用工具鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5521584A JPS5521584A (en) | 1980-02-15 |
| JPS5824499B2 true JPS5824499B2 (ja) | 1983-05-21 |
Family
ID=13542720
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7428679A Expired JPS5824499B2 (ja) | 1979-06-13 | 1979-06-13 | 高靱性耐摩耗切削用工具鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5824499B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05280487A (ja) * | 1992-03-31 | 1993-10-26 | Nippon Seiki Kk | 多段式ポンプ |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB201805776D0 (en) | 2018-04-06 | 2018-05-23 | Rolls Royce Plc | Maraging steel |
| CN110157983B (zh) * | 2019-05-28 | 2021-03-30 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种颗粒均匀原位自生TiC耐磨钢及其制备方法 |
-
1979
- 1979-06-13 JP JP7428679A patent/JPS5824499B2/ja not_active Expired
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05280487A (ja) * | 1992-03-31 | 1993-10-26 | Nippon Seiki Kk | 多段式ポンプ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5521584A (en) | 1980-02-15 |
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