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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2022-02-17
(45)【発行日】2022-02-28
(54)【発明の名称】合金鋼および工具
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20220218BHJP
C22C 38/34 20060101ALI20220218BHJP
C22C 30/00 20060101ALI20220218BHJP
C22C 33/02 20060101ALN20220218BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301H
C22C38/00 302E
C22C38/34
C22C30/00
C22C33/02 B
【請求項の数】
13
(21)【出願番号】P 2018545365
(86)(22)【出願日】2017-03-15
(65)【公表番号】
(43)【公表日】2019-05-16
(86)【国際出願番号】 EP2017056170
(87)【国際公開番号】W WO2017158056
(87)【国際公開日】2017-09-21
【審査請求日】2020-03-04
(31)【優先権主張番号】1650353-4
(32)【優先日】2016-03-16
(33)【優先権主張国・地域又は機関】SE
(73)【特許権者】
【識別番号】518301796
【氏名又は名称】エラスティール エスエーエス
(74)【代理人】
【識別番号】100091683
【弁理士】
【氏名又は名称】▲吉▼川 俊雄
(74)【代理人】
【識別番号】100179316
【弁理士】
【氏名又は名称】市川 寛奈
(72)【発明者】
【氏名】サンドバーグ，フレドリック
(72)【発明者】
【氏名】ルボワ，デルフィーヌ
(72)【発明者】
【氏名】サンダン，ステファン
【審査官】櫛引 明佳
(56)【参考文献】
【文献】特開昭５９－２００７４３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特表平０６－５０９８４２（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平０４－０２８８４８（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１３－２３４３８７（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１３－１０８１１２（ＪＰ，Ａ）
【文献】米国特許第０５５２５１４０（ＵＳ，Ａ）
【文献】韓国公開特許第１０－２０１３－０１２５３２９（ＫＲ，Ａ）
【文献】特表２００３－５３４９２８（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２２Ｃ １９／０７
ＣＡｐｌｕｓ／ＲＥＧＩＳＴＲＹ（ＳＴＮ）
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
合金鋼であって、重量パーセント（重量％）で、Ｃ： ０．４０～１．２重量％、
Ｓｉ： ０．３０～２．０重量％、
Ｍｎ： ０．１～１．０重量％、
Ｃｒ： ３．０～６．０重量％、
Ｍｏ： ０～４．０重量％、
Ｗ： ０～８．０重量％、３．５重量％≦（Ｍｏ＋Ｗ／２）≦８．０重量％、
Ｎｂ： ０～４．０重量％、
Ｖ： ０～４．０重量％、１．０重量％＜（Ｎｂ＋Ｖ）＜４．０重量％、
Ｃｏ： ２７～３３重量％、
Ｓ： 最大０．３０重量％、
Ｎ： 最大０．３０重量％、
を含み、残部がＦｅおよび１．０重量％未満の不可避の不純物である、合金鋼。
【請求項2】
２８～３０重量％のＣｏを含む、請求項１に記載の合金鋼。
【請求項3】
０．６０～０．９０重量％のＣを含む、請求項１又は２に記載の合金鋼。
【請求項4】
０．３０～１．１重量％のＳｉを含む、請求項１～３のいずれか１項に記載の合金鋼。
【請求項5】
３．５～５．０重量％のＣｒを含む、請求項１～４のいずれか１項に記載の合金鋼。
【請求項6】
０．１０～０．５０重量％のＭｎを含む、請求項１～５のいずれか１項に記載の合金鋼。
【請求項7】
２．０～４．０重量％のＭｏおよび２．０～４．０重量％のＷを含む、請求項１～６のいずれか１項に記載の合金鋼。
【請求項8】
０．９０～１．３重量％のＮｂおよび０．９０～１．３重量％のＶを含む、請求項１～７のいずれか１項に記載の合金鋼。
【請求項9】
最大で０．０８０重量％のＳを含む、請求項１～８のいずれか１項に記載の合金鋼。
【請求項10】
粉末冶金合金鋼である、請求項１～９のいずれか１項に記載の合金鋼。
【請求項11】
請求項１～１０のいずれか１項に記載の合金鋼を含む工具。
【請求項12】
切屑除去機械加工用に構成された切削工具である、請求項１１に記載の工具。
【請求項13】
物理蒸着または化学蒸着を用いて適用されるコーティングを有する、請求項１１または１２に記載の工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、切削用途に好適する合金鋼およびこのような合金鋼を含む工具に関する。合金鋼は粉末冶金法により製造されるのが好ましい。
【0002】
合金鋼は、硬度および強度、特に高温硬度および熱安定性と合わせて、高靱性を必要とする用途での使用に好適する。このような用途には、エンドミル、被加工物のホブ切り、ねじ切削用タップ、中ぐりバイト、穴開け工具、旋盤用バイトなど用として形成された歯切工具またはフライス工具などの切屑除去機械加工用の切削工具が含まれる。合金鋼はまた、押出ダイ、熱間圧延用ローラー、金属パターンの打ち抜き用プレスローラーなどの熱間加工工具にも好適する。工具に、物理蒸着（ＰＶＤ）または化学蒸着（ＣＶＤ）を用いて適用されるコーティングを施してもよい。
【背景技術】
【0003】
切削および熱間加工用途に好適する合金鋼は、国際公開第９３／０２８１８号（特許文献１）により知られている。この合金鋼は粉末冶金法により製造された高速度合金鋼である。これは通常、重量パーセント（ｗｔ％）で、０．８重量％のＣ、４重量％のＣｒ、８重量％のＣｏ、３重量％のＭｏ、３重量％のＷ、１重量％のＮｂ、１重量％のＶ、０．５重量％のＳｉ、０．３重量％のＭｎ、残部はＦｅおよび不可避の不純物で構成されている。この合金鋼は高い靱性と優れた研削性を有する。しかし、高温硬度、すなわち、高温での硬度、および熱安定性、すなわち、高温で経時的にその特定および微細構造を維持する合金の能力は、上述の用途に対して改善できる可能性がある。これは、好ましくは、高温での良好な熱伝導率を維持しながら達成されるべきである。理由は、切削工具が自らを介して刃先から熱を伝えるためには、良好な熱伝導率が望ましいためである。さらに、合金鋼は焼入の前に十分な機械加工性を有することが望ましい。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0004】
【文献】国際公開第９３／０２８１８号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
改善されたまたは少なくとも類似の熱伝導率と併せて、上記で考察した先行技術合金鋼に比べて改善された熱安定性および高温硬度を有する合金鋼を提供することが、本発明の主要な目的である。良好な熱伝導率と併せて、優れた熱安定性および高温硬度を有する工具を提供することが第２の目的である。
【課題を解決する手段】
【0006】
本発明の第１の態様では、主要な目的は、請求項１に記載の合金鋼により達成される。該合金鋼は、
Ｃ： ０．４０～１．２重量％、
Ｓｉ： ０．３０～２．０重量％、
Ｍｎ： 最大１．０重量％、
Ｃｒ： ３．０～６．０重量％、
Ｍｏ： ０～４．０重量％、
Ｗ： ０～８．０重量％、（Ｍｏ＋Ｗ／２）＞３．５重量％、
Ｎｂ： ０～４．０重量％、
Ｖ： ０～４．０重量％、１．０重量％＜（Ｎｂ＋Ｖ）＜４．０重量％、
Ｃｏ： ２５～４０重量％、
Ｓ： 最大０．３０重量％、
Ｎ： 最大０．３０重量％、を含み、
残部は、Ｆｅおよび不可避の不純物である。
Ｃ： ０．４０～１．２重量％、
Ｓｉ： ０．３０～２．０重量％、
Ｍｎ： 最大１．０重量％、
Ｃｒ： ３．０～６．０重量％、
Ｍｏ： ０～４．０重量％、
Ｗ： ０～８．０重量％、（Ｍｏ＋Ｗ／２）＞３．５重量％、
Ｎｂ： ０～４．０重量％、
Ｖ： ０～４．０重量％、１．０重量％＜（Ｎｂ＋Ｖ）＜４．０重量％、
Ｃｏ： ２５～４０重量％、
Ｓ： 最大０．３０重量％、
Ｎ： 最大０．３０重量％、を含み、
残部は、Ｆｅおよび不可避の不純物である。
【0007】
本発明による合金鋼を用いて、上記のものなどのより低いコバルト量の類似の合金鋼と比較して、改善された高温硬度および熱安定性が実現できる。本発明による合金鋼は、モリブデンおよびタングステンなどの高価な合金元素を限られた量しか含まないが、それでも、熱間加工条件下で望ましい特性を有する合金鋼を実現可能である。したがって、この合金鋼は、例えば、良好な熱安定性が非常に重要な切削機械加工および熱間加工用途に好適する。本発明による合金鋼はまた、軟化焼鈍状態、すなわち、合金鋼が工具形成用の機械加工に供される状態で十分な機械加工性を有することも明らかになった。この合金鋼はまた、比較的高い熱伝導率を有し、これにより、刃先から生成した熱を伝えるのが望ましい切削用途に好適する。
【0008】
一実施形態では、合金鋼は、２７～３３重量％のＣｏを含む。これは、合金鋼の焼入に伴う問題を生じることなく、良好な高温硬度および熱安定性を達成することに役立つ。
【0009】
別の実施形態では、合金鋼は、２８～３０重量％のＣｏを含む。この範囲内で、高温硬度および熱安定性が最適化される。
【0010】
別の実施形態では、合金鋼は、０．６０～０．９０重量％のＣを含む。この範囲内で、脆性を引き起こすことなく、微粒子構造および良好な耐摩耗性が達成できる。
【0011】
別の実施形態では、合金鋼は、０．３０～１．１重量％のＳｉを含む。これにより、大きなＭ６Ｃ炭化物および低下した硬度が生じる危険性を減らし、同時に、その場合でも、融解冶金プロセス中の合金鋼の流動性を維持する。
【0012】
別の実施形態では、合金鋼は、３．５～５．０重量％のＣｒを含む。この範囲で、Ｃｒは、焼入と焼戻し後に、鋼マトリックス中にオーステナイトが存在し続ける危険性もなく、十分な硬度および靱性に寄与する。
【0013】
別の実施形態では、合金鋼は、０．１０～０．５０重量％のＭｎを含む。このレベルで、Ｍｎは、硫化マンガンの形成により硫黄不純物を活動できないようにでき、合金鋼の機械加工性を向上させる。
【0014】
別の実施形態では、合金鋼は、２．０～４．０重量％のＭｏおよび２．０～４．０重量％のＷを含む。これらの量で、モリブデンおよびタングステンは、鋼マトリックスの焼入および焼戻し後の十分な硬度および靭性の形成に寄与する。
【0015】
別の実施形態では、合金鋼は、０．９０～１．３重量％のＮｂおよび０．９０～１．３重量％のＶを含む。合金鋼の研削性はこれにより最適化できる。
【0016】
別の実施形態では、合金鋼は、最大０．０８０重量％のＳを含む。この実施形態では、合金鋼を硫黄と合金化させることを意図するものではなく、Ｓは、合金鋼の機械的性質に影響を与えない不純物として存在し得る。
【0017】
別の実施形態では、合金鋼は１．０重量％未満の不可避の不純物、好ましくは０．７５重量％未満の不可避の不純物、およびより好ましくは０．５０重量％未満の不可避の不純物を含む。これらのレベル未満では、不純物は、合金鋼の特性にほとんど影響を与えない。
【0018】
別の実施形態では、合金鋼は、粉末冶金合金鋼である。好ましくは、合金鋼は、ガス噴霧法により作製された粉末冶金合金鋼の形態である。ガス噴霧法を用いると、高純度、低レベルの介在物および極めて細かい分散炭化物を有する粉末冶金合金鋼を得ることができる。ガス噴霧粉末は、球状で、例えば、熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）を用いて、均一な材料に緻密化され得る。
【0019】
本発明の別の態様では、上記第２の目的は、提案した合金鋼を含む工具により実現される。このような工具は、良好な熱安定性、高温硬度および熱伝導率を有し、したがって、熱間加工および切削用途に好適する。
【0020】
この態様の一実施形態では、工具は、切屑除去機械加工用に構成された切削工具である。
【0021】
本発明のこの態様の一実施形態では、工具は、物理蒸着または化学蒸着を用いて適用されるコーティングを有する。ＰＶＤまたはＣＶＤコーティングは、耐摩耗性の外層を形成する。
【0022】
本発明のさらなる利点および有利な特徴は、本発明の以下の説明およびその実施形態から明らかとなろう。
以降で、添付の図面を参照しながら、本発明の実施形態を詳細に説明する。
以降で、添付の図面を参照しながら、本発明の実施形態を詳細に説明する。
【図面の簡単な説明】
【0023】
【発明を実施するための形態】
【0024】
種々の合金元素の重要性を以降でさらに詳細に説明する。
炭素（Ｃ）は、合金鋼においていくつかの機能を有する。特に、溶解温度からの冷却によるマルテンサイトの形成を通して好適な硬度を得るために、マトリックス中に一定量の炭素が必要である。炭素の量は、析出硬化が炭化物の形成により達成できるように、炭素と、一方ではモリブデン／タングステン、他方ではバナジウム／ニオビウムとの組み合わせに対し、十分でなければならない。炭化物は摩耗に対する耐性を与え、さらに粒成長も制限し、それにより、合金鋼の微粒子構造に寄与する。したがって、鋼中の炭素含有量は、少なくとも０．４重量％、好ましくは少なくとも０．６重量％、適切には少なくとも０．７重量％であるべきである。しかし、炭素含有量は脆性を引き起こすほど高くてはいけない。したがって、炭素含有量は、１．２重量％を越えるべきでなく、好ましくは０．９０重量％を越えるべきではない。
炭素（Ｃ）は、合金鋼においていくつかの機能を有する。特に、溶解温度からの冷却によるマルテンサイトの形成を通して好適な硬度を得るために、マトリックス中に一定量の炭素が必要である。炭素の量は、析出硬化が炭化物の形成により達成できるように、炭素と、一方ではモリブデン／タングステン、他方ではバナジウム／ニオビウムとの組み合わせに対し、十分でなければならない。炭化物は摩耗に対する耐性を与え、さらに粒成長も制限し、それにより、合金鋼の微粒子構造に寄与する。したがって、鋼中の炭素含有量は、少なくとも０．４重量％、好ましくは少なくとも０．６重量％、適切には少なくとも０．７重量％であるべきである。しかし、炭素含有量は脆性を引き起こすほど高くてはいけない。したがって、炭素含有量は、１．２重量％を越えるべきでなく、好ましくは０．９０重量％を越えるべきではない。
【0025】
ケイ素（Ｓｉ）は、鋼融解の脱酸由来の残留物として鋼中に存在し得る。ケイ素は、溶鋼の流動性を改善するが、この流動性は、融解冶金プロセスでは重要である。鋼へのケイ素の添加を増やすことにより鋼融解物はより流動性となり、このことは造粒に関連する目詰まりを回避するために重要である。この目的のために、ケイ素含量は、少なくとも０．３０重量％、さらにより好ましくは少なくとも０．４０重量％とするべきである。ケイ素はまた、炭素活量の増大に寄与し、ケイ素合金系の実施形態において約２．０重量％までの量で存在することができる。脆性の問題は、２．０重量％を越える含量で生じ、より低い含量で既に機械的性質に影響を与える可能性がある。したがって、合金鋼は、適切には１．２重量％を超えるＳｉを含有するべきではない。理由は、このレベルを超える含量では大型のＭ６Ｃ炭化物の形成および焼入状態で硬度低下の危険性が高まるからである。シリコン含有量を１．１重量％以下に制限するのがさらにより好ましい。
【0026】
マンガン（Ｍｎ）も、主として、融解冶金プロセス由来の残留生成物として、合金鋼中に存在し得る。このプロセスでは、マンガンは、硫化マンガンの形成により硫黄不純物を活動できないようにする既知の効果を有する。この目的のために、マンガンは、好ましくは、少なくとも０．１０重量％の含量で鋼中に存在すべきである。鋼中のマンガンの最大含量は１．０重量％であるが、マンガンの含量は、最大０．５０重量％に制限されるのが好ましい。好ましい一実施形態では、鋼は０．２０～０．４０重量％のＭｎを含む。
【0027】
クロム（Ｃｒ）は、焼入および焼戻し後に鋼マトリックスの十分な硬度および靭性に寄与するために、少なくとも３．０重量％、好ましくは少なくとも３．５重量％の含量で合金鋼中に存在すべきである。クロムは、一次析出炭化物、主としてＭ６Ｃ炭化物に含まれることによって、鋼の耐摩耗性に寄与することもできる。しかし、多すぎるクロムは、オーステナイトの存在が持続する危険性をもたらすことになり、変態が困難になる場合がある。したがって、クロム含量は、最大６．０重量％、好ましくは最大５．０重量％に制限される。
【0028】
モリブデン（Ｍｏ）およびタングステン（Ｗ）は、鋼マトリックスの焼入および焼戻し後の十分な硬度および靭性の形成に寄与する。モリブデンおよびタングステンは、同様に、一次析出Ｍ６Ｃ炭化物に含まれ得、したがって、鋼の耐摩耗性に寄与することになる。他の一次析出炭化物も、モリブデンおよびタングステンを含有するが、同程度ではない。他の合金元素に適合させることによって適切な特性を得られるように、モリブデンおよびタングステンの含量に対する限度が選択される。原理的には、モリブデンおよびタングステンは、互いに部分的にまたは完全に置き換えることができ、このことは、半量のモリブデンでタングステンを置き換えることができ、または倍量のタングステンでモリブデンを置き換えられることを意味する。しかし経験から、およそ等量のモリブデンおよびタングステンが好ましいことが知られている。理由は、このことが製造技術に、またはより具体的には熱処理技術に一定の利点をもたらすためである。スクラップ鋼の形の原料を用いる場合は、スクラップ鋼の種類に対する制約がより少ないという理由で、およそ等量のモリブデンおよびタングステンの使用が好ましい。目的に適した特性は、（Ｍｏ＋Ｗ／２）が少なくとも３．５重量％で、８．０重量％以下となるようなモリブデンおよびタングステン含量で、他の合金元素と組み合わせて達成されよう。モリブデン含量は、０～４．０重量％の範囲内とすべきであり、また、タングステン含量は、０～８．０の範囲内とすべきである。合金鋼は、２．０～４．０重量％の範囲のモリブデンおよびタングステンをそれぞれ含むのが好ましい。
【0029】
バナジウム（Ｖ）およびニオビウム（Ｎｂ）は、ある程度交換可能であり、少量で炭化物の大きさを小さく保持するのに寄与する。ニオビウムとバナジウムの量の間で適切にバランスをとることにより、一次析出ＭＣ炭化物の大きさを制限でき、それにより、合金鋼の研削性を改善できる。ニオビウムとバナジウムの合計含量は、１．０重量％＜（Ｎｂ＋Ｖ）＜４．０重量％、好ましくは、１．５重量％＜（Ｎｂ＋Ｖ）＜３．０重量％の条件を満たすべきである。好ましい実施形態では、鋼は０．９０重量％Ｎｂおよび０．９０～１．３重量％のＶを含有すべきである。ＮｂおよびＶそれぞれの元素の含量は、０～４．０重量％とすべきであり、すなわち、片方の元素を除いて、もう一方の元素でそれを置換することが可能である。
【0030】
コバルト（Ｃｏ）は、切削用途に必要な合金鋼の高温硬度および熱安定性に寄与する。コバルトは合金鋼の靱性を下げることが知られており、したがって、合金鋼中の大量のコバルトは従来回避されてきた。しかし、本発明では、コバルトの量を、国際公開第９３／０２８１８号に開示のものなどの既知の合金鋼中に存在する量より増やすことができることが明らかになった。コバルトは、本合金鋼中に、少なくとも２５重量％、より好ましくは少なくとも約２７重量％、最も好ましくは少なくとも約２８重量％の量で存在する。これにより、必要な高温硬度および熱安定性が得られる。コバルトの量は、最大４０重量％までに制限されるべきである。理由は、このレベルを超えると、オーステナイトの存在が維持されることに起因して、合金鋼を所望の硬度まで焼入することが困難になるためである。この理由のため、コバルトの量は、好ましくは最大３３重量％、より好ましくは最大３１重量％、さらにより好ましくは最大３０重量％までに制限される。
【0031】
硫黄（Ｓ）は、製造プロセス由来の残留物として、合金鋼中に存在し得る。約８００ｐｐｍ、すなわち、０．０８０重量％の量では、合金鋼の機械的性質はほとんど影響を受けない。硫黄は、合金鋼の機械加工性を改善するために、合金元素として故意に添加することもできる。しかし、硫黄は溶接性を低下させ、また、脆性を引き起こすこともあり得る。硫黄と合金化する場合、硫黄の量は、最大０．３０重量％、好ましくは最大０．２重量％に制限されるべきである。硫黄を合金化した実施形態では、好ましくは、鋼のマンガン含量は、硫黄非含有合金鋼の実施形態の場合より、幾分高くすべきである。硫黄非含有の実施形態では、硫黄含量が０．０８０重量％を超えないように留意すべきである。
【0032】
窒素（Ｎ）は、ある程度まで、合金鋼中の炭素を置換でき、最大０．３重量％の量で存在し得るが、好ましくは、最大０．１重量％までに制限されるべきである。合金鋼の耐摩耗性に寄与する炭化物、窒化物および炭窒化物の所望量を達成するために、炭素および窒素の量をバランスさせるべきである。
【0033】
上述の元素に加えて、鋼は、鋼の融解冶金処理に由来する通常量の不可避の不純物およびその他の残留生成物を含んでよい。混入元素などの不純物は、合金鋼中に、１．０重量％の最大量で、好ましくは０．７５重量％の最大量で、より好ましくは０．５重量％の最大量で存在し得る。存在し得る不純物の例は、チタン（Ｔｉ）、リン（Ｐ）、銅（Ｃｕ）、スズ（Ｓｎ）、鉛（Ｐｂ）、ニッケル（Ｎｉ）、および酸素（Ｏ）である。酸素の量は、好ましくは２００ｐｐｍを越えない量、より好ましくは１００ｐｐｍを超えない量とすべきである。不純物は、合金鋼の製造に使用された原材料中の天然由来のものであり得、または製造プロセス由来のものであり得る。
【0034】
本発明による合金鋼は、粉末冶金法により製造され得、この方法では、高純度の金属粉末が噴霧法、好ましくは低酸素量の粉末が得られるガス噴霧法を用いて製造される。その後、粉末は、例えば、熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）を用いて緻密化される。通常、低合金鋼のカプセルに、ガス噴霧化粉末を充填する。このカプセルを密閉し、高圧および高温度下で完全密度のビレットに固める。このビレットを棒鋼に鍛造、圧延し、その後、最終形状の部品／工具を鍛造および機械加工により製造する。部品も同様に、ニアネットシェイプ法を用いて合金鋼粉末から製造できる。この方法では、合金鋼粉末を金属カプセル中に詰め、高圧、高温下で所望形状の部品に固める。部品はさらに追加の製造技術を用いて製造できる。
【0035】
本発明による合金鋼は、統合切削要素を有する切屑除去機械加工用の切削工具の形成に特に好適する。好ましくは、完成品工具には、面心立方構造を有し、２０ｐｍ未満、通常５～１０ｐｍの厚さを有するＰＶＤまたはＣＶＤコーティングを施す。この分野でよく使用されるコーティングは、ＴｉＮ、ＴｉＡｌＮ、ＡｌＣｒＮ、ＡｌＣｒＯＮ、などの酸化物および窒化物の種々の組み合わせである。
【実施例1】
【0036】
表１に挙げた合金元素組成を有するいくつかの合金鋼試験試料を作製し、試験した。表中の組成の残部は、Ｆｅおよび不可避の不純物で、これらの合計量は０．５重量％未満である。この場合、不可避の不純物には、例えば、酸素を含む。合金Ａは、本発明の一実施形態による合金鋼であるが、ＨＳＳ１、ＨＳＳ２およびＨＳＳ３は、本発明の範囲の外側にある比較合金である。ＨＳＳ１は、国際公開第９３／０２８１８号で開示の高速度合金鋼であり、ＨＳＳ２およびＨＳＳ３は、より高合金化された合金鋼で、大量のＶ、ＭｏおよびＷならびに大量のＣを含む。ＨＳＳ２およびＨＳＳ３は、切削用途用の最も高性能の粉末冶金高速度合金鋼の例である。
【0037】
【表1】
【0038】
記載した合金鋼は粉末冶金法により製造された。最初に、合金粉末をガス噴霧法を使って製造した後、粉末をカプセルに密封し、熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）により固体試料に緻密化した。緻密化試料を９１０℃の炉中、３時間の保持時間で軟化焼鈍し、続けて、－１０℃／時間の冷却速度で６７０℃まで徐冷した。その後、試料を室温まで徐冷した。
【0039】
合金Ａの軟化焼鈍後のブリネル硬度、すなわち、軟化焼鈍硬度（ｓｏｆｔ ａｎｎｅａｌｅｄ ｈａｒｄｎｅｓｓ）を試料当たり２つのインデントを用いて測定した。合金Ａの軟化焼鈍硬度は、４５０ＨＢ、すなわち、約４７ＨＲＣであった。軟化焼鈍後、試料冷却中に真空炉中で急冷することにより、軟化焼鈍硬度を３９０ＨＢに下げることが可能であった。
【0040】
軟化焼鈍試料の機械加工性を合金ＡおよびＨＳＳ２に対し試験した。試験した試料の軟化焼鈍硬度は、合金Ａで４２５ＨＢ、ＨＳＳ２で３５５ＨＢであった。コート焼結炭化物ミーリングインサートを用いてフライス加工することにより、ソフトマシニングを実施した。工具のフライスヘッドに取り付けた１つのミーリングインサートで２ｍｍ深さの切込部を形成した。回転当たりの送り量を０．１５ｍｍに固定し、切削速度を８０～１２０ｒｐｍで変化させた。ミーリングインサートが破壊するまでの切込部の数を記録し、表２に示す。
【0041】
【表2】
【0042】
上記で考察したように合金Ａの軟化焼鈍硬度の方がより高いが、表２からわかるように、軟化焼鈍状態の機械加工性は、本発明による合金ＡとＨＳＳ２とは同等である。より高い軟化焼鈍硬度から、通常、機械加工性の低下が予測されるはずである。軟化焼鈍硬度の７０ＨＢの増加で、通常、可能な切削速度が５０％低下することが予測されよう。しかし、本発明による合金Ａに対し、可能な切削速度は、ＨＳＳ２と同等である。
【0043】
合金Ａ、ＨＳＳ１およびＨＳＳ３由来の軟化焼鈍試料を同様に、種々の温度での焼入および焼戻しに供した。試料は３ｘ１時間焼戻した。
【0044】
合金と熱処理のそれぞれの組み合わせからの１つの試料に対し、熱処理試料の１０ｋｇ荷重を用いたビッカース硬度（ＨＶ１０）を測定した。試料当たり５つのインデントを作製した。いくつかの熱処理試料に対し、３０ｋｇ荷重を用いて、試料当たり１０個のインデントによりビッカース硬度（ＨＶ３０）をさらに測定した。３０ｋｇ荷重でビッカース硬度を測定時に、明らかに気孔率の影響を受けたインデントを除外した。ビッカース硬度試験の結果を表３に示す。示した硬度値ＨＶ１０およびＨＶ３０は平均硬度値である。
【0045】
【表3】
【0046】
合金Ａでは、１１５０℃での焼入は、約０．５ｐｍの平均寸法のＭＣ型およびＭ６Ｃ型の炭化物を有する微細構造を生じ、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）画像の画像解析を用いて測定して、ＭＣ炭化物は、全体構造の約２体積％（ｖｏｌ％）を占め、Ｍ６Ｃ炭化物は、全体構造の約２～３体積％を占める。ＨＳＳ１の対応する値は、それぞれ、０．２５ｐｍならびに１．９体積％（ＭＣ）および１．７体積％（Ｍ６Ｃ）である。ＨＳＳ３の対応する値は、それぞれ、１．１ｐｍならびに１７体積％（ＭＣ）および５．４体積％（Ｍ６Ｃ）である。
【0047】
表１に記載のそれぞれの合金由来の試料を、種々の時間にわたり焼戻し炉中で６００℃の高温に曝した。この温度で保持する前に、試料を、１１８０℃の焼入温度ならびに５６０℃（全試料）および５８０℃（合金Ａ試料のみ）の焼戻し温度での熱処理（上述の焼戻しも含む）に供した。試料を６００℃の温度で、１時間、３時間、５時間および２２時間それぞれ保持した。さらに、比較基準を得るために、合金および熱処理の組み合わせ当たり１つの試料を、高温に曝さなかった。６００℃で保持後、全試料をプラスチック型にはめ込み、研削した。３０ｋｇの荷重を用いて、室温で試料当たり１０個のビッカース硬度インデントを作製した。明らかに材料の気孔率の影響を受けたインデントを除外した。
【0048】
試験の結果を図１に示す。この図では、６００℃での保持時間の関数として硬度値ＨＶ３０を異なる試料に対しプロットしている。異なる試料の焼戻し温度は凡例中に示している。図から分かるように、合金Ａは、ＨＳＳ１より明らかに高い硬度を有する。
【0049】
図２は、６００℃での保持時間の関数としての異なる試料に対する硬度ＨＶ３０の低下を示す。ここでの低下は、６００℃で保持しなかった対応する試料の硬度に対する値である。異なる試料の焼戻し温度は凡例中に示している。結果からわかるように、両方の焼戻し温度に対して、比較合金ＨＳＳ１、ＨＳＳ２およびＨＳＳ３に比べて、合金Ａでは、硬度の低下が顕著に小さい。この本発明の実施形態による合金は、このように、全ての比較合金に比べて、改善された熱安定性を示す。
【0050】
焼入に供された試料の高温硬度も測定した。それぞれの合金、熱処理および試験温度に対して、５ｋｇ荷重で２つのビッカース硬度インデントを作製した。高温硬度試験による種々の温度に対するビッカース硬度（ＨＶ５）の結果を表４に示す。焼入は、全試料を１１８０℃で実施したが、焼戻しは、合金Ａでは５８０℃で、ＨＳＳ１およびＨＳＳ２では５６０℃で実施した。この結果から分かるように、合金Ａは、ＨＳＳ１比べて全温度で高温硬度の増加を示し、ＨＳＳ２に対しては、６５０℃およびそれを超える温度で高温硬度がわずかに増加した。高温硬度はまた、図４にも示され、全３種の合金に対し、硬度が温度の関数としてプロットされている。
【0051】
【表4】
【0052】
合金ＡおよびＨＳＳ２由来の試料の熱伝導率をレーザーフラッシュ法を用いて測定した。測定結果を図３に示す、この図では、本発明による合金Ａの熱伝導率が合金ＨＳＳ２に比べて改善されることが示されている。
【0053】
１．３重量％Ｃ、４．２重量％Ｃｒ、５．０重量％Ｍｏ、６．４重量％Ｗ、３．１重量％Ｖを含み、それぞれ、３０重量％、４０重量％および５０重量％のＣｏ含量で、残部はＦｅである合金を用いた実験では、４０重量％以上のＣｏ含量は、合金鋼を要求される硬度に焼入することが困難または不可能にすることを示した。このような実験の結果を図５に示す。この図は、焼入温度（℃）の関数としての３種の合金に対するＨＲＣ硬度を示している。対応する焼入性の低下は、より高いＣｏ含量によるものではなく、本発明の組成に対する結果であると思われる。
【実施例2】
【0054】
表５に示した合金元素組成を有するさらなる一連の合金鋼試験試料を作製し、試験した。示した組成の残部は、Ｆｅおよび不可避の不純物で、これらの合計量は０．５重量％未満である。不可避の不純物には、例えば、酸素、銅、およびニッケルが含まれる。示した試験試料を、実施例１に記載の通り作製した。
【0055】
【表5】
【0056】
バーの形の種々の合金ＭＳ１～ＭＳ５の軟化焼鈍試料を、表６による種々の温度と時間による焼入および焼戻しに供した。実施例１由来の合金ＨＳＳ２も基準として含める。
【0057】
【表6】
【0058】
合金ＭＳ３由来の試料、すなわち、試料ＭＳ３－２、ＭＳ３－４およびＭＳ３－６の衝撃靱性を調査し、上記実施例１に記載のＨＳＳ２の値と比較した。このために、７ｘ１０ｍｍの寸法の試料をバーの長手方向に切断した。結果を表７に示す。この結果からわかるように、合金ＭＳ３の衝撃靱性は、類似の硬度値に対する合金ＨＳＳ２の衝撃靱性と同等であることが明らかになった。
【0059】
【表7】
【0060】
３つ全ての試料ＭＳ３－２、ＭＳ３－４およびＭＳ３－６は、比較的高い衝撃靱性を有し、１０５０℃で焼入した試料ＭＳ３－２は、最高値１６Ｊを示した。比較的高い衝撃靱性は、切削用途、特に、刃先が被加工物を出入りする断続切削用に有益である。それにより、刃先に周期的に負荷が加えられたり、負荷が除去されたりするので、刃先の強度と靱性が必要となる。低強度または低靱性は、使用できる送り速度を制限する場合があり、低強度または低靱性はまた、突然のおよび予測していない刃先の破損に繋がることがある。歯切工具などの大きな工具はまた、取り扱い損傷にさらに敏感であり得、この理由で、良好な強度と衝撃靱性が同様に有利である。
【0061】
合金ＭＳ３由来の試料、すなわち、試料ＭＳ３－１、ＭＳ３－２、ＭＳ３－３、ＭＳ３－４およびＭＳ３－５の曲げ試験も調査し、ＨＳＳ２の値と比較した。このために、４．７ｍｍの直径を有する円筒状試料を切断し、４点曲げ試験法を用いて試験した。結果を、表７に示す。曲げ強度は合金ＨＳＳ２と同等であることが明らかになった。全ての試料が比較的高い曲げ強度を示し、１０００℃で焼入した試料ＭＳ３－１が最高値を示した。高い曲げ強度は切削用途に特に有益である。
【0062】
表６に示したＭＳ１－７、ＭＳ３－７、ＭＳ５－７、ＭＳ１－８、ＭＳ３－８およびＭＳ５－８の試料を、焼戻し炉中で６００℃の高温で２２時間の時効に供し、時効前後に、１０ｋｇ荷重のビッカース硬度（ＨＶ１０）を測定した。図６と図７は、５６０℃および５８０℃で焼戻した試料の時効前後の硬度ＨＶ１０に対するコバルト含量の影響を示す。図１からのＨＳＳ２の硬度ＨＶ３０を基準として含めた。２４．８重量％、すなわち、約２５重量％のＣｏ含量の合金ＭＳ１は、約２９重量％のＣｏ含量の合金ＭＳ３およびＭＳ５よりも、時効前後により低い硬度を有することを見ることができる。全合金類ＭＳ１、ＭＳ３およびＭＳ５は、時効後、ＨＳＳ２よりも高い硬度を有する。時効後の高い硬度は、良好な熱安定性および高温で長期間にわたって使える能力を示す。この合金から作製した刃先の場合、このことは、刃先が比較的長い時間高切削速度で使用可能であることを意味する。
【0063】
さらに、焼入温度の関数としての、硬度に対する合金の炭素含有量の影響を、２種の異なる焼戻し温度に対し調査した。このために、合金ＭＳ２（０．５３重量％Ｃ）、ＭＳ３（０．７７重量％Ｃ）、ＭＳ４（０．６０重量％Ｃ）およびＭＳ５（０．７５重量％Ｃ）を、１１００℃、１１５０℃または１１８０℃で焼入した。その後、試料を５６０℃または５８０℃で３ｘ１時間焼戻しした。得られた硬度ＨＶ１０を、それぞれ図８および９に示す。炭素含有量が合金の硬度に影響を与え、より高い炭素含有量は通常、適切な焼入および焼戻し、特に、１１８０℃での焼入に続く５６０℃での焼戻しで、より高い硬度が実現できるという結果を生じることがわかる。より良好な熱安定性を実現するために、５８０℃で焼戻すのが望ましい場合、炭素含有量は好ましくは、０．６０重量％超に設定されるべきである。０．６０重量％を超える炭素含有量は、高硬度を達成するために有益であることがわかる。切削用途に対しては、時効前に少なくとも９００ＨＶ１０硬度が通常望ましい。
【0064】
本発明は当然、開示実施形態に限定されず、以下の特許請求の範囲内で変更および修正してよい。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】
【図8】
【図9】
