JPS6331540B2 - - Google Patents
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- JPS6331540B2 JPS6331540B2 JP57172579A JP17257982A JPS6331540B2 JP S6331540 B2 JPS6331540 B2 JP S6331540B2 JP 57172579 A JP57172579 A JP 57172579A JP 17257982 A JP17257982 A JP 17257982A JP S6331540 B2 JPS6331540 B2 JP S6331540B2
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
本発明は非磁性でとくに高い強度を要求される
磁性粉圧粉用金型、非磁性高硬度シヤフト、熱間
金型等の材料を粉末法により製造しとくに高い時
効硬化硬さを得ることを可能とする製造方法に関
するものである。 従来上記用途には溶製法による高硬度時効硬化
形オーステナイト鋼などが使用されているが、従
来最高硬さHRC45−50前後のものしかなく、型寿
命精度の点より本来必要とされるHRC55〜55ある
いはそれ以上の硬さを満していない。 本発明はMn−Cr系あるいはMn−Ni−Crオー
ステナイト成分を基本成分とし、これにＣ、Ｖ、
Nb、Tiを添加して、固溶化処理後の時効硬化処
理時微細なＶ、Nb、Ti等の炭化物を析出させる
ことによる、あるいはさらにCoを添加してＶ、
Nb、Ti等の炭化物の析出をより微細に行なわせ
ることによる高硬度オーステナイト鋼において 本成分の粉末（粒径50〜500μを標準とする）
を出発原料として、これをカプセルに詰め、真空
脱気後1050〜1250℃で熱間静水圧プレス仕上する
方式により製造することによりＶ、Nb、Ti等の
炭化物を微細化し、固溶化処理→時効硬化処理に
おける炭化物析出量を増大させ、HRC50〜55前後
あるいはこれ以上の高硬度を得る製造方法。 第１表に示す化学組成を有し平均粒径200μの
鋼粉末をガスアトマイズ法にて製造した。これら
粉末をそれぞれ軟鋼製カプセルに500℃、
10-5Torrの条件で封入し、熱間静水圧プレス処
理を施した。処理条件は1150℃、1000気圧で3Hr
保持である。熱間静水圧プレス後、カプセルを除
去し、ついで1150℃、30min保持後油冷の固溶化
処理、720℃、5hr保持後空冷の時効硬化処理を行
なつた。時効硬化処理後の硬さ（HRC）を第１
表に示す。なお、第１表における「本発明鋼」と
は本発明製造方法に供した鋼粉末を意味するも
の、また「比較鋼」とは従来の溶製法により製造
された鋼を意味するものである（以下、同様に取
扱う）。
磁性粉圧粉用金型、非磁性高硬度シヤフト、熱間
金型等の材料を粉末法により製造しとくに高い時
効硬化硬さを得ることを可能とする製造方法に関
するものである。 従来上記用途には溶製法による高硬度時効硬化
形オーステナイト鋼などが使用されているが、従
来最高硬さHRC45−50前後のものしかなく、型寿
命精度の点より本来必要とされるHRC55〜55ある
いはそれ以上の硬さを満していない。 本発明はMn−Cr系あるいはMn−Ni−Crオー
ステナイト成分を基本成分とし、これにＣ、Ｖ、
Nb、Tiを添加して、固溶化処理後の時効硬化処
理時微細なＶ、Nb、Ti等の炭化物を析出させる
ことによる、あるいはさらにCoを添加してＶ、
Nb、Ti等の炭化物の析出をより微細に行なわせ
ることによる高硬度オーステナイト鋼において 本成分の粉末（粒径50〜500μを標準とする）
を出発原料として、これをカプセルに詰め、真空
脱気後1050〜1250℃で熱間静水圧プレス仕上する
方式により製造することによりＶ、Nb、Ti等の
炭化物を微細化し、固溶化処理→時効硬化処理に
おける炭化物析出量を増大させ、HRC50〜55前後
あるいはこれ以上の高硬度を得る製造方法。 第１表に示す化学組成を有し平均粒径200μの
鋼粉末をガスアトマイズ法にて製造した。これら
粉末をそれぞれ軟鋼製カプセルに500℃、
10-5Torrの条件で封入し、熱間静水圧プレス処
理を施した。処理条件は1150℃、1000気圧で3Hr
保持である。熱間静水圧プレス後、カプセルを除
去し、ついで1150℃、30min保持後油冷の固溶化
処理、720℃、5hr保持後空冷の時効硬化処理を行
なつた。時効硬化処理後の硬さ（HRC）を第１
表に示す。なお、第１表における「本発明鋼」と
は本発明製造方法に供した鋼粉末を意味するも
の、また「比較鋼」とは従来の溶製法により製造
された鋼を意味するものである（以下、同様に取
扱う）。
【表】
本発明鋼は同じ組成の比較鋼（溶製材）に対比
して明らかに時効処理における硬さ値が高い。 第２表に本発明鋼の透磁率を示す。
して明らかに時効処理における硬さ値が高い。 第２表に本発明鋼の透磁率を示す。
【表】
いずれも低い透磁率にとどまつていることがわ
かる。高Ｃ化により透磁率はやや増加の傾向を示
す。 第３表に本発明鋼の熱間加工後徐冷した状態で
の被切削性を示す。 試験はドリルによる穿孔方式で行ない深さ20mm
の孔あけ加工可能な最大個数を比較鋼Ｐのそれを
100として指数で示したものである。
かる。高Ｃ化により透磁率はやや増加の傾向を示
す。 第３表に本発明鋼の熱間加工後徐冷した状態で
の被切削性を示す。 試験はドリルによる穿孔方式で行ない深さ20mm
の孔あけ加工可能な最大個数を比較鋼Ｐのそれを
100として指数で示したものである。
【表】
Mn量の増加は被切削性を低下させることがわ
かる。また、Ｃ、Ｖの増加も炭化物量を増大させ
被切削性を低下させる。 第４表に本発明鋼の耐酸化性を示す。
かる。また、Ｃ、Ｖの増加も炭化物量を増大させ
被切削性を低下させる。 第４表に本発明鋼の耐酸化性を示す。
【表】
Cr量の減少、Mnの増加Ｃ、Ｖの増加は耐酸化
性を低下させる。 第５表に本願発明鋼の高温硬さを示す。
性を低下させる。 第５表に本願発明鋼の高温硬さを示す。
【表】
本発明鋼は溶製法による従来鋼よりも高温硬さ
が高いことがわかる。これは従来材の場合Ｖ、
Nb、Ti等が巨大炭化物を形成し、このため強化
に寄与する炭化物の有効析出量が減少するためで
ある。 つぎに本発明材料の成分限定理由についてのべ
る。 Ｃは固溶体化処理によりオーステナイト基地に
固溶して強度を高め、また時効処理時Ｖ、Nb、
Ti、Cr等との間で特殊炭化物を形成、析出し、
常温、高温強度を高める。 またCr、Ｖ、Nb、Tiとの間に残留炭化物を形
成し耐摩耗性を高めるなどの効果を得るため添加
する。多すぎると靭性を低下させ、また炭化物量
の増大により磁性を増加させるので1.40％以下と
し、低すぎるととくに高硬度を特徴とする本願発
明鋼において添加の効果が得られないので0.65％
以上とする。 Ｃより好ましい範囲は0.70〜1.30％である。 Mnは本願発明鋼の基地をオーステナイト組織
とし炭化物をオーステナイト基地に十分に固溶さ
せ時効処理時先記特殊炭化物を析出させ、強化す
るための基地を構成するために添加する。多すぎ
ると被切削性を低下させ、また耐酸化性を低下さ
せるので20.00％以下とし、低すぎると上記添加
の効果が得られないので10.00％以上とする。Mn
のより好ましい範囲は12.00〜17.00％である。 NiはMnと同様、本願発明鋼の基地をオーステ
ナイト組織とし、炭化物をオーステナイト基地に
十分固溶させ、時効処理時先記特殊炭化物を析出
させ、強化するための基地を構成するために添加
する。オーステナイト化作用に関し、Ni1％は
Mn約２％と同等の効果をもたらすが、MnをNi
で多量に置換すると時効硬化硬さは低下の傾向を
示す。一方被切削性に関してはNiの方がMnに対
し低下作用が小さい。 Niは上記添加の効果を得るために目的、用途
により添加するが、多すぎると上記のように時効
硬さをやや低減する結果となるので7.00％以下と
し、低すぎると上記添加の効果が得られないので
1.00％以上とする。 Crは本願発明鋼の耐酸化性を付与し、また炭
化物を形成し、耐摩耗性を付与するために添加す
る。多すぎるとフエライト生成をまねくので
15.00％以下とし、低すぎると上記添加の効果が
得られないので7.00％以上とする。Crのより好ま
しい範囲は8.00〜13.00％である。 Ｖは炭化物を形成し耐摩耗性を高め、また固溶
化処理時基地に固溶し、時効処理時微細なＶ炭化
物を析出し、本願発明材料の強度を高めるために
添加を行なう。 多すぎると靭性を低下させるので6.00％以下と
し、低すぎると上記添加の効果が得られず高硬度
オーステナイト鋼としての特性付与が困難となる
ので2.00％以上とする。 Ｖのより好ましい範囲は2.10〜5.50％である。 NbはＶと同様炭化物を形成し、耐摩耗性を高
めまた固溶化処理時基地に固溶して時効処理時微
細なNb炭化物を析出し、本願発明材料の強度を
高めるために添加を行なう。 多すぎると靭性を低下させるので6.00％以下と
し、低すぎると上記添加の効果が得られないので
2.00％以上とする。Nbのより好ましい範囲は2.10
〜5.50％である。 TiはＶ、Nbと同様炭化物を形成し、耐摩耗性
を高め、また固溶化処理時基地に固溶して時効処
理時微細なTi炭化物を析出し、本願発明材料の
強度を高めるために添加を行なう。 多すぎると靭性を低下させるので5.00％以下と
し、低すぎると添加の効果が得られないので1.80
％以上とする。Tiのより好ましい範囲は2.00〜
4.70％である。Ｖ、Nb、Ti二種以上複合添加の
場合、多すぎると靭性低下をまねくので合計で
6.00％以下とし、低すぎると添加の効果が得られ
ないので合計で2.00％以上とする。複合添加のよ
り好ましい範囲は2.10〜5.50％である。 Coは時効処理時Ｖ、Nb、Ti等炭化物の析出分
布を一層微細化し時効硬化硬さを一層高めるため
に添加する。 多すぎると靭性を低下させるので12.00％以下
とし低すぎると上記添加の効果が得られないので
1.50％以上とする。 製造法に関しては粉末粒度が過度に小さいとカ
プセル詰めにおける充填密度が上りにくいので一
般に粒径50μよりあらい粒子を用いるのが普通で
あり、粒径の上限は500μ以下程度が標準である。 これより大きな粒径の場合、炭化物粒径が相対
的に大きくなりやすい。 焼結温度および熱間静水圧プレス温度は拡散効
果あるいは十分な圧密効果を得るため1050〜1250
℃とする。 以上に記述したように本発明材料は Ｃ−Mn（Ni）−Cr−（Co）−Ｖ、Nb、Ti系組成
の時効硬化形オーステナイト鋼において、本組成
の鋼粉末（粒径50〜500μを標準とする）を出発
原料としカプセル詰め→脱気1050〜1250℃での熱
間静水圧プレス仕上し、あわせて十分な拡散効果
を得ることによりＶ、Nb、Ti、Cr等の炭化物を
微細化し、固溶化→時効処理によりHRC50〜55前
後ないしこれ以上の高硬度を得ることを可能と
し、磁性粉プレス成形用途などの非磁性高強度高
耐摩金型材料、各種高温加工用工具材料としてす
ぐれた性能を発揮する高硬度時効硬化形工具鋼素
材を得る製造方法を提供するものである。 なお、本発明鋼はHIP処理後熱間加工して使用
することも無論可能である。
が高いことがわかる。これは従来材の場合Ｖ、
Nb、Ti等が巨大炭化物を形成し、このため強化
に寄与する炭化物の有効析出量が減少するためで
ある。 つぎに本発明材料の成分限定理由についてのべ
る。 Ｃは固溶体化処理によりオーステナイト基地に
固溶して強度を高め、また時効処理時Ｖ、Nb、
Ti、Cr等との間で特殊炭化物を形成、析出し、
常温、高温強度を高める。 またCr、Ｖ、Nb、Tiとの間に残留炭化物を形
成し耐摩耗性を高めるなどの効果を得るため添加
する。多すぎると靭性を低下させ、また炭化物量
の増大により磁性を増加させるので1.40％以下と
し、低すぎるととくに高硬度を特徴とする本願発
明鋼において添加の効果が得られないので0.65％
以上とする。 Ｃより好ましい範囲は0.70〜1.30％である。 Mnは本願発明鋼の基地をオーステナイト組織
とし炭化物をオーステナイト基地に十分に固溶さ
せ時効処理時先記特殊炭化物を析出させ、強化す
るための基地を構成するために添加する。多すぎ
ると被切削性を低下させ、また耐酸化性を低下さ
せるので20.00％以下とし、低すぎると上記添加
の効果が得られないので10.00％以上とする。Mn
のより好ましい範囲は12.00〜17.00％である。 NiはMnと同様、本願発明鋼の基地をオーステ
ナイト組織とし、炭化物をオーステナイト基地に
十分固溶させ、時効処理時先記特殊炭化物を析出
させ、強化するための基地を構成するために添加
する。オーステナイト化作用に関し、Ni1％は
Mn約２％と同等の効果をもたらすが、MnをNi
で多量に置換すると時効硬化硬さは低下の傾向を
示す。一方被切削性に関してはNiの方がMnに対
し低下作用が小さい。 Niは上記添加の効果を得るために目的、用途
により添加するが、多すぎると上記のように時効
硬さをやや低減する結果となるので7.00％以下と
し、低すぎると上記添加の効果が得られないので
1.00％以上とする。 Crは本願発明鋼の耐酸化性を付与し、また炭
化物を形成し、耐摩耗性を付与するために添加す
る。多すぎるとフエライト生成をまねくので
15.00％以下とし、低すぎると上記添加の効果が
得られないので7.00％以上とする。Crのより好ま
しい範囲は8.00〜13.00％である。 Ｖは炭化物を形成し耐摩耗性を高め、また固溶
化処理時基地に固溶し、時効処理時微細なＶ炭化
物を析出し、本願発明材料の強度を高めるために
添加を行なう。 多すぎると靭性を低下させるので6.00％以下と
し、低すぎると上記添加の効果が得られず高硬度
オーステナイト鋼としての特性付与が困難となる
ので2.00％以上とする。 Ｖのより好ましい範囲は2.10〜5.50％である。 NbはＶと同様炭化物を形成し、耐摩耗性を高
めまた固溶化処理時基地に固溶して時効処理時微
細なNb炭化物を析出し、本願発明材料の強度を
高めるために添加を行なう。 多すぎると靭性を低下させるので6.00％以下と
し、低すぎると上記添加の効果が得られないので
2.00％以上とする。Nbのより好ましい範囲は2.10
〜5.50％である。 TiはＶ、Nbと同様炭化物を形成し、耐摩耗性
を高め、また固溶化処理時基地に固溶して時効処
理時微細なTi炭化物を析出し、本願発明材料の
強度を高めるために添加を行なう。 多すぎると靭性を低下させるので5.00％以下と
し、低すぎると添加の効果が得られないので1.80
％以上とする。Tiのより好ましい範囲は2.00〜
4.70％である。Ｖ、Nb、Ti二種以上複合添加の
場合、多すぎると靭性低下をまねくので合計で
6.00％以下とし、低すぎると添加の効果が得られ
ないので合計で2.00％以上とする。複合添加のよ
り好ましい範囲は2.10〜5.50％である。 Coは時効処理時Ｖ、Nb、Ti等炭化物の析出分
布を一層微細化し時効硬化硬さを一層高めるため
に添加する。 多すぎると靭性を低下させるので12.00％以下
とし低すぎると上記添加の効果が得られないので
1.50％以上とする。 製造法に関しては粉末粒度が過度に小さいとカ
プセル詰めにおける充填密度が上りにくいので一
般に粒径50μよりあらい粒子を用いるのが普通で
あり、粒径の上限は500μ以下程度が標準である。 これより大きな粒径の場合、炭化物粒径が相対
的に大きくなりやすい。 焼結温度および熱間静水圧プレス温度は拡散効
果あるいは十分な圧密効果を得るため1050〜1250
℃とする。 以上に記述したように本発明材料は Ｃ−Mn（Ni）−Cr−（Co）−Ｖ、Nb、Ti系組成
の時効硬化形オーステナイト鋼において、本組成
の鋼粉末（粒径50〜500μを標準とする）を出発
原料としカプセル詰め→脱気1050〜1250℃での熱
間静水圧プレス仕上し、あわせて十分な拡散効果
を得ることによりＶ、Nb、Ti、Cr等の炭化物を
微細化し、固溶化→時効処理によりHRC50〜55前
後ないしこれ以上の高硬度を得ることを可能と
し、磁性粉プレス成形用途などの非磁性高強度高
耐摩金型材料、各種高温加工用工具材料としてす
ぐれた性能を発揮する高硬度時効硬化形工具鋼素
材を得る製造方法を提供するものである。 なお、本発明鋼はHIP処理後熱間加工して使用
することも無論可能である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ C0.65〜1.40％、Mn10.00〜20.00％、Cr7.00
〜15.00％およびV2.00〜6.00％、Nb2.00〜6.00
％、Ti1.80〜5.00％の１種または２種以上、ただ
し２種以上の場合は合計で2.00〜6.00％、残部Fe
および通常の不純物よりなる合金組成を有し、粒
径50〜500μの鋼粉末を出発原料粉とし、これを
カプセル詰め脱気後1050〜1250℃で熱間静水圧プ
レスにより、とくに高い時効硬さを得ることを特
徴とする粉末法による高硬度非磁性時効硬化形オ
ーステナイト鋼の製造方法。 ２ C0.70〜1.30％、Mn12.00〜17.00％、Cr8.00
〜13.00％、およびV2.10〜5.50％、Nb2.10〜5.50
％、Ti2.00〜4.70％の１種または２種以上、ただ
し２種以上の場合は合計で2.10〜5.50％、残部Fe
および通常の不純物よりなる特許請求の範囲第１
項記載の粉末法による高硬度非磁性時効硬化形オ
ーステナイト鋼の製造方法。 ３ C0.65〜1.40％、Mn10.00〜20.00％、Cr7.00
〜15.00％およびV2.00〜6.00％、Nb2.00〜6.00
％、Ti1.80〜5.00％の１種または２種以上、ただ
し２種以上の場合、合計で2.00〜6.00％、さらに
Ni1.00〜7.00％残部Feおよび通常の不純物よりな
る合金組成を有し、粒径50〜500μの鋼粉末を出
発原料粉とし、これをカプセル詰め脱気後1050〜
1250℃で熱間静水圧プレスにより、とくに高い時
効硬さを得ることを特徴とする粉末法による高硬
度非磁性時効硬化形オーステナイト鋼の製造方
法。 ４ C0.70〜1.30％、Mn12.00〜17.00％、Cr8.00
〜13.00％、およびV2.10〜5.50％、Nb2.10〜5.50
％、Ti2.00〜4.70％の１種または２種以上、ただ
し２種以上の場合は合計で2.10〜5.50％、さらに
Ni1.00〜7.00％残部Feおよび通常の不純物よりな
る特許請求の範囲第３項記載の粉末法による高硬
度非磁性時効硬化形オーステナイト鋼の製造方
法。 ５ C0.65〜1.40％、Mn10.00〜20.00％、Cr7.00
〜15.00％およびV2.00〜6.00％、Nb2.00〜6.00
％、Ti1.80〜5.00％の１種または２種以上、ただ
し２種以上の場合は合計で2.00〜6.00％、さらに
Co1.50〜12.00％残部Feおよび通常の不純物より
なる合金組成を有し、粒径50〜500μの鋼粉末を
出発原料粉とし、これをカプセル詰め脱気後1050
〜1250℃で熱間静水圧プレスにより、とくに高い
時効硬さを得ることを特徴とする粉末法による高
硬度非磁性時効硬化形オーステナイト鋼の製造方
法。 ６ C0.65〜1.40％、Mn10.00〜20.00％、Cr7.00
〜15.00％、およびV2.00〜6.00％、Nb2.00〜6.00
％、Ti1.80〜5.00％の１種または２種以上、ただ
し２種以上の場合は合計で2.00〜6.00％、さらに
Ni1.00〜7.00％、Co1.50〜12.00％残部Feおよび
通常の不純物よりなる合金組成を有し、粒径50〜
500μの鋼粉末を出発原料粉とし、これをカプセ
ル詰め脱気後1050〜1250℃で熱間静水圧プレスに
より、とくに高い時効硬さを得ることを特徴とす
る粉末法による高硬度非磁性時効硬化形オーステ
ナイト鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57172579A JPS5964738A (ja) | 1982-10-01 | 1982-10-01 | 粉末法による高硬度非磁性時効硬化形オ−ステナイト鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57172579A JPS5964738A (ja) | 1982-10-01 | 1982-10-01 | 粉末法による高硬度非磁性時効硬化形オ−ステナイト鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5964738A JPS5964738A (ja) | 1984-04-12 |
| JPS6331540B2 true JPS6331540B2 (ja) | 1988-06-24 |
Family
ID=15944450
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57172579A Granted JPS5964738A (ja) | 1982-10-01 | 1982-10-01 | 粉末法による高硬度非磁性時効硬化形オ−ステナイト鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5964738A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20200406360A1 (en) * | 2019-06-26 | 2020-12-31 | Exxonmobil Upstream Research Company | Powder metallurgical processing of high-manganese steels into parts |
| CN110788323B (zh) * | 2019-12-02 | 2022-04-22 | 浙江翰德圣智能再制造技术有限公司 | 一种改善激光增材制造合金钢构件耐磨耐冲击的方法 |
| JP2023151625A (ja) * | 2022-03-31 | 2023-10-16 | 本田技研工業株式会社 | オーステナイト系非磁性鋼、積層造形用の粉体金属材料、及びオーステナイト系非磁性鋼の製造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5484813A (en) * | 1977-12-20 | 1979-07-06 | Toshiba Corp | Manufacture of sintered high-speed steel |
| JPS5620347A (en) * | 1979-07-26 | 1981-02-25 | Onkyo Corp | Fm stereophonic tuner circuit |
-
1982
- 1982-10-01 JP JP57172579A patent/JPS5964738A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5484813A (en) * | 1977-12-20 | 1979-07-06 | Toshiba Corp | Manufacture of sintered high-speed steel |
| JPS5620347A (en) * | 1979-07-26 | 1981-02-25 | Onkyo Corp | Fm stereophonic tuner circuit |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5964738A (ja) | 1984-04-12 |
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