(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
窒素噴霧法でアトマイズされたプレアロイ粉末から作られ、熱間加工され、完全に密で、耐摩耗性を有し、バナジウムリッチの、高衝撃靭性を備えた粉末冶金冷間加工工具用焼結鋼であって、合金組成を、０．６０から０．９５％の炭素；０．１０から２．０％のマンガン；０．１０％迄のリン；０．１５％迄の硫黄；２％迄のケイ素；６．００から９．００％のクロム；３．０％迄のモリブデン；１．０％迄のタングステン；２．００から３．２０％のバナジウム；０．１５％迄の窒素；残り鉄及び不可避的不純物とし、且つ、最大炭素含量を、次式
（％Ｃ）maximum＝０．６０＋０．１７７（％Ｖ−１．０）
で与えられる量を超えない量とし：
少なくとも５８ＨＲＣの硬さに硬化および焼戻された状態で、全ての炭化物がＭＣ−タイプ炭化物で、最大サイズが最長の寸法で６ミクロンを越さない炭化物を４から８容積％で分散して有していて、６．９１５ｋｇ−ｍ（５０ｆｔ−ｌｂ）を越すシャルピィＣ−ノッチ衝撃強さを示すことを特徴とする、粉末冶金冷間加工工具用焼結鋼。
【請求項２】
前記合金組成を、０．７０から０．９０％の炭素；０．２から１．００％のマンガン：０．０５％迄のリン；０．０３％迄の硫黄；１．５０％迄のケイ素；７．００から８．５０％のクロム；０．５０から１．７５％のモリブデン；０．５０％迄のタングステン；２．２５から２．９０％のバナジウム；０．１０％迄の窒素；及び鉄及び不可避的不純物とし、且つ、最大炭素含量を、次式
（％Ｃ）maximum＝０．６０＋０．１７７（％Ｖ−１．０）
で与えられる量を超えない量とする、請求項１の、熱間加工され、緻密で、耐摩耗性を有する、バナジウムリッチの粉末冶金冷間加工工具用焼結鋼。
【請求項３】
合金組成を、０．６０から０．９５％の炭素；０．１０から２．０％のマンガン；０．１０％迄のリン；０．１５％迄の硫黄；２．０％迄のケイ素；６．００から９．００％のクロム；３．０％迄のモリブデン；１．０％迄のタングステン；２．００から３．２０％のバナジウム；０．１５％迄の窒素；残り鉄及び不可避的不純物とし、且つ、最大炭素含量を、次式
（％Ｃ）maximum＝０．６０＋０．１７７（％Ｖ−１．０）
で与えられる量を超えない量とする、完全に密で、耐摩耗性を有し、高衝撃靭性を備えたバナジウムリッチ粉末冶金冷間加工工具用焼結鋼を製造する方法であって、工具用鋼合金の溶湯を１５３８から１６４９℃（２８００から３０００°Ｆ）の間の温度で窒素ガス噴霧法でアトマイズすること、アトマイズされた粉末を室温まで急冷すること、得られた粉末を―１６メッシュ（米国標準）にスクリーニングすること、得られた粉末を１０９３から１１７７℃（２０００から２１５０°Ｆ）の間の温度で、９１４から１１２５ｋｇ／ｃｍ2（１３から１６ｋｓｉ）の圧力で、熱間静水圧成形（HIP）することよりなり、熱間加工、焼なまし、および、少なくとも５８ＨＲＣの硬さにされた状態で、全ての炭化物がＭＣタイプのバナジウムリッチ炭化物で、最大サイズが最大長軸寸法で６ミクロンを越えない炭化物を容積比で４から８％分散して有し、且つ、少なくとも６．９１５ｋｇ−ｍ（５０ｆｔ−ｌｂ）以上のシャルピーＣノッチ衝撃強さを示すバナジウムリッチの粉末冶金冷間加工工具用鋼を製造する方法。
【請求項４】
前記合金組成を、０．７０から０．９０％の炭素：０．２から１．００％のマンガン；０．０５％迄のリン；０．０３％迄の硫黄；１．５０％迄のケイ素；７．００から８．５０％のクロム；０．５０から１．７５％のモリブデン；０．５０％迄のタングステン；２．２５から２．９０％のバナジウム；０．１０％迄の窒素；鉄及び不可避的不純物とし、且つ、最大の許容できる炭素含量を、次式
（％Ｃ）maximum＝０．６０＋０．１７７（％Ｖ−１．０）
で与えられる量を超えない量とする、請求項３の方法。
【請求項５】
該窒素ガス噴霧法によるアトマイズが１５６６°及び１６２１℃（２８５０°及び２９５０°Ｆ）の間の温度で行われる、請求項３または４の方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐摩耗性粉末冶金冷間加工工具用（以下、「用」の語は原則として省略する。）焼結鋼及び窒素ガス噴霧法でアトマイズしたプレアロイ粉末を圧縮成形することによるその製造方法に関する。この焼結鋼は、大変高い衝撃靱性により特徴づけられ、良き耐摩耗性との組み合わせにおいてパンチ、ダイス及びこれらの性質が要求される他の金属加工工具として有用である。
【０００２】
【従来の技術】
工具性能は、工具デザイン及び製造法、効果的表面処理またはコーティングの存在または不在、実際の操作条件、及び究極的には工具材料の基礎的性質のような多くの因子に複雑に左右される。冷間加工使用において、耐摩耗性、靱性及び工具材料の強さは、コーティングまたは表面処理が使用されているところでさえ、一般に工具寿命（耐用年数）を左右する最も重要な要素である。多くの使用において、耐摩耗性は工具寿命（耐用年数）をコントロールする性質であるが、他において、良き耐摩耗性及び大変高い靱性の組み合わせが、最適の性能に対し要求される。
【０００３】
冷間加工工具鋼の耐摩耗性、靱性及び強さを支配する冶金的因子は、かなり良く理解されている。例えば、工具鋼の熱処理硬さを増加することは、耐摩耗性及び圧縮強さを増加するであろう。しかしながら、与えられた硬さレベルに対し、異なる工具鋼は、微細構造における主（未溶）炭化物の組成、サイズ及びその量に依存し大きく異なる衝撃靱性及び耐摩耗性を示し得る。含んでいるクロム、タングステン、モリブデン及びバナジウムの量に依存して高炭素合金化工具鋼は、その微細構造中にＭ7Ｃ3、Ｍ6Ｃ、及び／またはＭＣ−タイプ主炭化物を形成するであろう。
【０００４】
バナジウムリッチＭＣ−タイプ炭化物は、最高の硬さであり、それゆえ、高度に合金化された工具鋼に普通に発見される主炭化物の中で最も耐摩耗性であり、続いて、タングステン及びモリブデンリッチ炭化物（Ｍ６Ｃ−タイプ）及びクロムリッチ炭化物（Ｍ7Ｃ3−タイプ）の順で硬さまたは耐摩耗性を減じる。この理由のため、耐摩耗性を増加させるため主ＭＣ−タイプ炭化物を作るバナジウムの合金化が、多年に亘り、従来のインゴット鋳込及び粉末冶金工具鋼両者において、実施されて来た。
【０００５】
工具鋼の靱性は、微細構造における主炭化物の量、サイズ及び分布状態と同様に、マトリックスの硬さおよび組成に大いに依存している。これに関し、普通（インゴット鋳込）の工具鋼の衝撃靱性は、一般に類似の組成の粉末冶金的に作られた（ＰＭ）鋼のそれより低い。これは、しばしばインゴット鋳込工具鋼が含む大きな炭化物及びひどく偏析した微細構造のためである。従って、米国特許第４８６３５１５号明細書に開示されたＰＭ８Ｃｒ４Ｖ鋼、米国特許第４２４９９４５号明細書に開示されたＰＭ５Ｃｒ１０Ｖ鋼及び米国特許第５３４４４７７号明細書に開示されたＰＭ５Ｃｒ１５Ｖ鋼を含み、多くの高性能バナジウムリッチ冷間加工工具鋼が粉末冶金の方法で生産されている。しかしながら、耐摩耗性または靱性におけるまたはこれらＰＭ鋼により与えられたこれら性質の両者における大きな改善にも拘らず、それらのいずれも、多くの切断、抜き打ち及びパンチ使用において必要とされる大変高い靱性及び良い耐摩耗性の組み合わせを与えてない。
【０００６】
冷間加工工具鋼の靱性をさらに改良する研究において、この発明により、耐摩耗性バナジウム含有粉末冶金冷間加工工具鋼の衝撃靱性における著しい改善が、その微細構造に存在する主炭化物の量を制限し、且つ、硬化及び焼き戻しの後に微細構造中にＭＣ−タイプのバナジウムリッチ炭化物だけが残存するようにその組成をコントロールし処理することにより達成され得ることが見出された。
【０００７】
本発明の焼結鋼で得られる靱性における著しい改良は、与えられた硬さでの粉末冶金冷間加工工具鋼の衝撃靱性が、本質的に炭化物のタイプには独立に、主炭化物の全量が増加すると減じること、及び存在する全主炭化物がＭＣ−タイプバナジウムリッチ炭化物であるように組成をコントロールし処理することにより、耐摩耗性の与えられたレベルに達するに必要とされる主炭化物の量を、最少化され得るという発見に基づいている。
【０００８】
また、本発明の焼結鋼に類似の組成を持つ普通のインゴット鋳込工具鋼との比較において、窒素噴霧され、あらかじめ合金化された粉末粒子の高温静水圧成形による焼結鋼の生産は、主炭化物の組成において並びにサイズ及び分布において十分な変化を生じることを見出している。前者の効果は、冷間加工工具鋼に対する粉末冶金加工のこれ迄未知の利益であり、類似の組成のインゴット鋳込工具鋼にＭＣ−タイプ炭化物に加えて大量に存在する、より柔らかいＭ7Ｃ3炭化物の形成をなくし、主ＭＣ-タイプバナジウム炭化物の形成を最大にするので、この発明の 焼結鋼では極めて重要な効果である。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
従って、この発明の主目的は、耐摩耗性バナジウム含有粉末冶金冷間加工工具焼結鋼及び改良された衝撃靱性をもつこれら焼結鋼の生産の方法を提供することである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
これは、これら材料における主炭化物の量、組成及びサイズをコントロールし、硬化及び焼き戻しの後これら焼結鋼に残っている全主炭化物が、ＭＣ−タイプバナジウムリッチ炭化物であることを保証するようにこれら焼結鋼の組成及び加工を厳密にコントロールすることにより達せられる。
【００１１】
本発明により、窒素ガス噴霧でアトマイズされたプレアロイ粉末から作られる、熱間加工された、完全に密で、耐摩耗性を有し、高い衝撃靭性を有するバナジウムリッチ粉末冶金冷間加工工具用焼結鋼が提供される。この鋼の組成限定は、０．６０から０．９５％、好ましくは０．７０から０．９０の炭素；０．１０から２．０％、好ましくは０．２から１．０％のマンガン；０．１０％迄、好ましくは０．０５％迄のリン；０．１５％迄、好ましくは０．０３％迄の硫黄；２％最大、好ましくは１．５％最大のケイ素；６から９％、好ましくは７から８．５％のクロム；３％迄、好ましくは０．５から１．７５％のモリブデン；１％迄、好ましくは０．５％迄のタングステン；２から３．２０％、好ましくは２．２５から２．９０％のバナジウム；０．１５％迄、好ましくは０．１０％の窒素及び残り鉄及び不可避的不純物である。
【００１２】
この焼結鋼は、硬化され、少なくとも５８ＨＲＣの硬さに焼き戻された状態で、最長の寸法で６ミクロンを越さない、全てがＭＣ−タイプの炭化物を４から８容積％の範囲内で分散して有している。ここで、最大の炭素含量は、次式により与えられた量を越さない量とされる：
（％Ｃ）maximum＝０．６０＋０．１７７（％Ｖ−１．０）
焼結鋼は、６．９１５ｋｇ−ｍ（５０ｆｔ−ｌｂ）を越すシャルピィＣ−ノッチ衝撃強さ（Charpy C-notch impact strength）を示す。
【００１３】
本発明の方法により、上記した組成限界内の当該焼結鋼は、１５３８°（２８００°）から１６４９℃（３０００°Ｆ）、好ましくは、１５６６°（２８５０°）から１６２１℃（２９５０°Ｆ）の温度で、融けた工具鋼合金を窒素ガス噴霧し、得られた粉末を素早く周りの温度に冷却し、粉末を−１６メッシュ（米国標準）にスクリーニングし、９１４から１１２５ｋｇ／ｃｍ2（１３から１６ｋｓｉ）の間の圧力で、１０９３°（２０００°）及び１１７７℃（２１５０°Ｆ）の間の温度で、粉末を高温静水圧成形（HIP）することにより製造され、熱間加工、焼き鈍しそれから少なくとも５８ＨＲＣに硬化後、得られた焼結鋼は、４から８容積％の範囲において全ＭＣ−タイプバナジウムリッチ主炭化物の分散を持ち、主炭化物の最大サイズは、その最大の寸法で６ミクロンを越さず、少なくとも６．９１５ｋｇ−ｍ（５０ｆｔ−ｌｂ）のＣ−ノッチ衝撃強さの焼結鋼とされる。
【００１４】
本発明の焼結鋼に関しては、その化学組成が、以下に与えられた広い及び好ましい範囲内に保持されることが必須である。この範囲内で、硬化及び焼き戻しの間フェライトの形成及び残留オーステナイトの過度の大量を避けるよう組成をさらにバランスすることは、好都合であろう。
表１は、化学組成の広い及び好ましい範囲を示している。
【００１５】
【表１】
0004162289.tif 000002
【００１６】
さらに、組成は、硬化及び焼き戻しの後、焼結鋼の微細構造に残っている全主炭化物がバナジウムリッチＭＣ−タイプ炭化物であるようにバランスされることが重要である。この理由に対し、炭素の最大量を、以下の式により焼結鋼のバナジウム含量とバランスさせねばならない；
（％Ｃ）maximum＝０．６０＋０．１７７（％Ｖ−１．０）
【００１７】
この関係により許されたより多量の炭素の使用は、硬化及び焼き戻しの後、大いに組成を変え、微細構造に残っている主炭化物の量を増加することにより、本発明の焼結鋼の靱性を減じる。しかしながら、バナジウムと結合して硬い耐摩耗性炭化物を作るため、及び、使用時に過剰の変形及び摩耗を避けるのに必要なレベルに工具鋼マトリックスの硬さを増加させるためにも、十分な量のバナジウムの存在が必要である。
【００１８】
本発明の焼結鋼における窒素の合金化効果は、幾分炭素のそれに類似している。窒素は、マルテンサイトの硬さを増加し、炭素、クロム、モリブデン及びバナジウムと堅い窒化物及び炭窒化物を作り得、耐摩耗性を改良できる。しかしながら、窒素は、バナジウムリッチ鋼において炭素のようにはこの目的に効果的でない。窒化バナジウムまたは炭窒化物の硬さは、バナジウム炭化物のそれより十分に小さいからである。この理由に対し、窒素は、発明の焼結鋼において、０．１５％以上でないように、または発明の焼結鋼が作られる粉末の溶融及び窒素噴霧の間に誘導された残渣量に制限される。
【００１９】
本発明では、適切な焼き入れ性、焼き戻し耐性、機械加工性及び粉砕性で、高い靱性及び耐摩耗性の望まれた組み合わせを得るため、上の範囲内にクロム、モリブデン及びバナジウムの量をコントロールすることが、必須である。
【００２０】
バナジウムは、ＭＣ−タイプバナジウムリッチ炭化物または炭窒化物の形成を通して耐摩耗性を増加させる上で大変重要である。示された最小以下のバナジウムの少量は、十分な炭化物形成を与えず、一方、示された最大以上の量は、炭化物の過剰な量を生じ、望まれたレベルより下に靱性を低下させ得る。モリブデンと組み合わされて、バナジウムは、また本発明の焼結鋼の焼き戻し耐性を改良するため必要である。
【００２１】
マンガンは、硬化性を改良するよう存在し、マンガンリッチ硫化物の形成を通して熱間加工性における硫黄の負の効果を制御するのに有用である。しかしながら、マンガンの過剰の量は、熱処理の間残留オーステナイトを過度に多量に生じ得、良き機械加工性に必要とされた低硬度に発明の焼結鋼を焼なます困難性を増加させる。
【００２２】
ケイ素は、本発明の焼結鋼の熱処理特徴を改良することに有用である。しかしながら、ケイ素の過剰量は、靱性を減じ、本発明の粉末冶金焼結鋼の微細構造におけるフェライトの形成を予防するに必要とされた窒素または炭素の量を過度に増加させる。
【００２３】
クロムは、本発明の焼結鋼の硬化性及び焼き戻し耐性を増加させることに大変重要である。しかしながら、クロムの過剰の量は、熱処理の間フェライトの形成を支持し、主クロムリッチＭ7Ｃ3炭化物の形成を促進し、本発明の焼結鋼により与えられた良き耐摩耗性及び靱性の組み合わせに有害である。
【００２４】
クロムの様に、モリブデンは、本発明の焼結鋼の硬化性及び焼戻し耐性を増加させることに大変有用である。しかしながら、モリブデンの過剰量は、熱間加工性を減じ、許容できないレベルに主炭化物の容量部分を増加させる。
【００２５】
良く知られている様に、タングステンは、２：１比において、例えば、１％迄の量においてモリブデンの部分を置換可能であるとされる。
【００２６】
硫黄は、硫化マンガンの形成を通して機械加工性及び粉砕性を改良するため０．１５％迄の量において有用である。しかしながら、強靱性が主要となる利用分野では最大０．０３％以下に維持するのが好ましい。
【００２７】
本発明の焼結鋼を作ることに使用される窒素ガス噴霧されたバナジウムリッチのプレアロイ粉末を生成するため使用される合金は、種々の方法により溶融されるであろうが、最も好ましくは大気または真空誘導溶融技術により溶融される。合金の融解及び噴霧に使用される温度及び粉末を高温静水圧圧縮成形(HIP)するこ とに使用される温度は、本発明の焼結鋼により必要とされる高い靱性及び粉砕性を得るため必要である小さい炭化物を得るため厳密にコントロールされねばならない。
【００２８】
【発明の実施の形態】
本発明の原理を論証するため、誘導溶融材料の窒素ガスアトマイズにより一連の実験用粉末冶金合金を作製した。質量％における化学組成及びこれら合金に利用できる噴霧温度は、表２に与えられている。また、若干の市販インゴット鋳込及び粉末冶金耐摩耗性合金を得て、比較のためテストされた。これら市販合金の化学組成も、表２に与えられている。実際の化学組成が入手できない市販合金については、公称の化学組成を示している。
【００２９】
【表２】
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【００３０】
表２における実験室合金は、
（１）プレアロイ粉末を−１６メッシュサイズ（米国標準）にスクリーニングすること、
（２）スクリーニングされた粉末を、１５．２ｃｍ（６インチ）高さ、１２．７ｃｍ（５インチ）直径の軟鋼容器に充填すること、
（３）２６０℃（５００°Ｆ）で容器を真空で脱ガスすること、
（４）容器をシールすること、
（５）１０５５ｋｇ／ｃｍ2（１５ｋｓｉ）で操作する高圧オートクレーブ で４時間１１２９℃（２０６５°Ｆ）に容器を加熱すること、及び
（６）それをゆっくり室温に冷却することにより処理された。
【００３１】
全ての成形体は、１１２１℃（２０５０°Ｆ）の再加熱温度を使用し、棒にたやすく熱間鍛造された。鍛造された棒の鍛造圧下率は、７０から９５％の範囲とした。テスト標本は、２時間８９９℃（１６５０°Ｆ）での加熱、時間当り１３．９℃（２５°Ｆ）越さない速度で６４９℃（１２００°Ｆ）への遅い冷却及び周囲温度への空気冷却よりなる普通の工具鋼焼なましサイクルを使用して焼なまされた後、棒から機械加工された。
【００３２】
数試験及びテストを、発明のＰＭ工具焼結鋼の有利性、および、その組成および製造方法の臨界性を示すためにおこなった。特に、テスト及び試験は、その（１）微細構造、（２）熱処理された条件における硬さ、（３）シャルピィＣ−ノッチ衝撃強さ、（４）及び交差シリンダー摩耗テストにおける金属対金属の耐摩耗性を評価するため成された。靱性及び摩耗テストに対する殆どの材料は、硬化され、６０−６２ＨＲＣの目的硬さに硬化・焼戻した。これは、テスト変数として硬さを消去するためと、多くの冷間加工工具鋼使用の代表硬さを反映させるため成された。
【００３３】
〔微細構造〕
先に示されたように、発明の粉末冶金工具焼結鋼の耐摩耗性及び衝撃靱性は他の工具焼結鋼のそれらと同様に、その微細構造における主炭化物の量、タイプ、サイズ、及び分布に高く依存している。これに関し、本発明のＰＭ焼結鋼における主炭化物の特徴及び他の粉末冶金または普通のインゴット鋳込冷間加工工具鋼におけるものの間に重要な違いがある。
【００３４】
この発明の硬化され焼き戻されたＰＭ焼結鋼（Ｂａｒ９０−８０）に存在する主炭化物と、類似の組成の硬化され焼き戻された普通のインゴット鋳込（Ｂａｒ８５−６５）におけるそれとの間の重要な違いのあるものは、図１及び図２に与えられた光学顕微鏡写真において示されている。これら光学顕微鏡写真における主炭化物の間の違いを強調するため、特殊エッチング技術の使用により黒い背景において白粒子として現れるようにしている。
【００３５】
図１において、Ｂａｒ９０−８０における主炭化物が、サイズにおいて一般に６ミクロン以下であり、全て４ミクロン以下であり、マトリックスを通して平均に分布されていることが見られ（得）る。このＰＭ工具焼結鋼における主炭化物のＸ線散乱分析は、本発明の教示の通りで、それらが本質的に全てバナジウムリッチＭＣ−タイプ炭化物であることを示している。
【００３６】
図２は、Ｂａｒ８５−６５における主炭化物の不規則なサイズ及び分布を示している。この鋼における主炭化物のＸ線散乱分析は、大変大きな角ばった炭化物の全てではないがその多くがＭ7Ｃ3−タイプクロムリッチ炭化物であり、小さく良く分布された主炭化物の殆どは、Ｂａｒ９０−８０に存在するものに類似にＭＣ−タイプバナジウムリッチ炭化物であることを示している。これらの観察は、本発明の焼結鋼に対し使用された粉末冶金法が、主炭化物のサイズ及び分布ばかりでなく主炭化物のタイプおよび組成に重要な違いを生じさせるという発見を支持している。
【００３７】
【表３】
0004162289.tif 000004
【００３８】
表３は、表２に示された数ＰＭ工具鋼及びインゴット鋳込工具鋼のひとつ（８５ＣｒＭｏＶ）で行われた走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）及び像分析機試験の結果を要約している。見られる様に、これら鋼に対し測定された主炭化物の全容量％は、ＰＭ３Ｖ（Ｂａｒ９０−８０）における５％からＰＭ１８Ｖ（Ｂａｒ８９−１９２）における３０％に範囲に亘っている。存在する主炭化物のタイプ（ＭＣ、Ｍ7Ｃ3及びＭ6Ｃ）は、処理および合金バランスにより相違し、全て ＭＣ−タイプを持つのはＰＭ３Ｖ（Ｂａｒ９０−８０）、ＰＭ１０Ｖ（Ｂａｒ９５−１５４）、ＰＭ１５Ｖ（Ｂａｒ８９−１６９）、ＰＭ１８Ｖ（Ｂａｒ８９−１８２）のみである。
【００３９】
粉末冶金鋼における主炭化物の量及びタイプにおける炭素及び合金含量の比較的小さな違いにより成された重要な違いは、ＰＭ３Ｖ（Ｂａｒ９０−８０）に対する結果を他と比較することにより見られ得る。ＰＭ３ＶはＭＣ−タイプ炭化物を５．１容量％を含み、その組成は、請求項の範囲内に入り、ＰＭ１１０ＣｒＭｏＶ（Ｂａｒ９１−６５）は、３．４容量％ＭＣ−タイプ炭化物及び５．９容量％Ｍ7Ｃ3−タイプ炭化物を含み、それは１％タングステン及びＢａｒ９０−８０より僅かに多い炭素を含み、ＰＭ８Ｃｒ４Ｖ（Ｂａｒ８９−１９）は、６．６容量％ＭＣ−タイプ炭化物及び５．７％Ｍ7Ｃ3−タイプ炭化物を含み、Ｂａｒ９０−８０より相当に多い炭素及びバナジウムを含んでいる。
【００４０】
粉末冶金加工対インゴット鋳造の効果は、ＰＭ３Ｖ（Ｂａｒ９０−８０）及び８５ＣｒＭｏＶ（Ｂａｒ８５−６５）の結果を比較することにより見られる。ＰＭ３Ｖは、５．１容量％ＭＣ−タイプ炭化物を含み、８５ＣｒＭｏＶは、Ｂａｒ９０−８０と同じ組成のインゴット鋳込材料であるが、２．８容量％ＭＣ−タイプ炭化物及び１．７容量％Ｍ7Ｃ3炭化物を含んでいる。
【００４１】
〔硬さ〕
硬さは、冷間加工使用における仕事の間工具鋼の耐変形の尺度として使用され得る。一般に、５６−５８ＨＲＣの範囲における最小の硬さが、そのような使用における工具に対し必要とされる。６０−６２ＨＲＣの高い硬さは、靱性のいくらかの損失で幾分良き強さ及び摩耗抵抗を与える。ＰＭ３Ｖ（Ｂａｒ９６−２６７）で行われた硬化及び焼戻し調査の結果は、表４に与えられ、明らかに発明のＰＭ冷間加工工具焼結鋼が、条件の広い範囲で硬化され、焼き戻されたとき、たやすく５６ＨＲＣを越える硬さとされる。
【００４２】
【表４】
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【００４３】
〔衝撃靱性〕
本発明の焼結鋼の衝撃靱性を評価し、比較するため、シャルピィーＣノッチ衝撃テストが０．５インチのノッチ（切り込み）半径を持つ熱処理標本において室温で行われた。このタイプの標本は、低Ｖノッチ靱性値を示すと通常されている高合金化され、熱処理された工具鋼の比較ノッチ衝撃テストをたやすくする。本発明の領域内で作られた３つの異なるＰＭ焼結鋼から調製された標本に対し及び数市販耐摩耗性合金に対し得られた結果は、表３に与えられている。それらは、本発明の焼結鋼の衝撃靱性が、比較テストされた全ての他の普通のインゴット鋳込及びＰＭ冷間加工工具鋼のものより明らかに優れていることを示している。
【００４４】
本発明の重要な様相は、図３に説明されている。図３は、６０−６２ＨＲＣに熱処理されたＰＭ工具鋼に対するシャルピィーＣ−ノッチ衝撃テスト結果対全炭化物容量、並びに殆ど同じ硬さで作られた普通の数工具鋼に対して得られたステト結果を示している。結果は、ＰＭ工具鋼の靱性が、全炭化物容量が増加すると減じ，炭化物タイプに依存しないことを示している。
【００４５】
これに関し、本発明の領域内であるＰＭ３Ｖ材料（Ｂａｒ９０−８０）は、４から８容量％の範囲内のＭＣ−タイプバナジウムリッチ主炭化物のみを持っている。本発明のこの材料の耐摩耗性は、合金ＰＭ１１０ＣｒＶＭｏ（Ｂａｒ９１−６５）のそれに同一であり、合金ＰＭ１１０ＣｒＶＭｏは、本発明の領域外であり、有意に大きな主炭化物容量を持っている。
【００４６】
これは、本発明の合金が、殆ど２倍の主炭化物の容量を持つ本発明の領域外合金と同一の耐摩耗性に達し得ることを論証している。さらに、本発明の合金は、予期せぬことにＰＭ１１０ＣｒＶＭｏ合金よりも著しく改良された衝撃靱性を持っている。特に、本発明の合金は、非発明合金に対する６．０９ｋｇ−ｍ（４４ｆｔ−１ｂｓ）に比較し、７．４７ｋｇ−ｍ（５４ｆｔ−１ｂｓ）のＣ−ノッチシャルピィ衝撃強さを持っている。これらのデータは、本発明により、これ迄得られない耐摩耗性及び衝撃靱性の組み合わせを得ることができることを論証している。
【００４７】
本発明の合金に似てＭＣ−タイプ炭化物のみを含むが、本発明の合金のそれを越す容量レベルの炭化物を含む合金ＰＭ１０Ｖ、ＰＭ１５Ｖ、及びＰＭ１８Ｖにおいては、衝撃靱性は、本発明により達せられる値より大幅に低下している。それゆえ、本発明の結果を得るため、主炭化物は、ＭＣ−タイプ炭化物であるのみならず、その容量も、本発明の限界内、例えば、容量で４から８％にあらねばならない。
【００４８】
〔金属−金属耐摩耗性〕
実験材料の金属−金属耐摩耗性が、ＡＳＴＭ  Ｇ８３に記されたものに類似の非潤滑交差シリンダー摩耗テストを使用し測定された。このテストにおいて、炭化物シリンダーが、特定の負荷で垂直に向けられ静止したテストサンプルに対し押しつけられ回転される。優先的摩耗するサンプルの容量損失は、規則的な間隔で決定され、負荷及び全滑り距離に基づかれた耐摩耗性パラメーターを計算するよう使用される。これらテストの結果が、表３に与えられている。
【００４９】
図４は、表２に示されたＰＭ及び普通に生産された冷間工具鋼に対する金属−金属摩耗テスト結果を示し、それらが含んでいる全主炭化物含量及びＭＣ−タイプ炭化物の量に対しプロットされている。このテストにより測定されたように耐摩耗性は、ＭＣ−タイプ（バナジウムリッチ）主炭化物の容量％が増加すると、猛烈に増加し、金属加工操作における実際の現場経験と良く一致している。
【００５０】
２．８２％Ｖでの合金ＰＭ３Ｖ（Ｂａｒ９０−８０）により代表されたように、本発明のＰＭ焼結鋼は、４％またはそれより多くバナジウムを含んでいるＰＭ材料より幾分耐摩耗性が少ないけれど、彼等は、なお１％Ｖより少なく含むＡ−２またはＤ−２より耐摩耗性である。４％Ｖのレベルで、ＰＭＭ４は、ＰＭ８Ｃｒ４Ｖに匹敵する全炭化物及びＰＭ１２Ｃｒ４Ｖのそれの半分を持つにかかわらず、このテストにおいてＰＭ８Ｃｒ４Ｖ及びＰＭ１２Ｃｒ４Ｖより十分に良く遂行している。ＰＭＭ４の比較的良い耐摩耗性は、主に４％ＭＣ−タイプ炭化物及び９％Ｍ6Ｃ−タイプ（Ｗ及びＭｏリッチ）炭化物の組み合わせに帰され、それ は他の２つの４％Ｖ材料に存在するＭ7Ｃ3−タイプ（Ｃｒ−リッチ）より硬い。従来のＤ−２及びＤ−７は、比較的高い全炭化物容量を含むけれども、これら材料の比較的低ＭＣ−タイプ炭化物含量により、ＰＭ３Ｖ及び大変高いバナジウムＰＭ１０Ｖ、ＰＭ１５Ｖ及び類似の炭化物容量を持つＰＭ１８Ｖに比較し、十分に低い耐摩耗性数を生じる。
【００５１】
要約すると、靱性及び摩耗テストの結果は、耐摩耗性バナジウム含有粉末冶金冷間加工工具焼結鋼の衝撃靱性における著しい改良は、微細構造に存在する主炭化物の量を抑制すること及びその組成を制御すること及び硬化及び焼戻しの後ＭＣ−タイプバナジウムリッチ炭化物が、微細構造に残っている唯一の主炭化物であるよう加工することにより達せられ得ることを示している。
【００５２】
本発明のＰＭ焼結鋼により与えられた金属対金属耐摩耗性及び良い靱性の組み合わせは、明らかにＡＩＳＩ  Ａ−２及びＤ−２のような多くの従来使用されているインゴット鋳込冷間加工工具鋼のそれを越している。また、本発明のＰＭ焼結鋼の高靱性は、明らかにＰＭ８Ｃｒ４Ｖのような多くの従来のＰＭ冷間加工工具鋼のそれを越している。例えば、ＰＭ８Ｃｒ４Ｖは僅かに良き金属−金属耐摩耗性を与えるが、多くの使用において使用に対し十分な靱性を欠いている。
【００５３】
従って、本発明のＰＭ焼結鋼の性質は、それを特に切断工具（パンチ及びダイス）、打ち抜き工具、切断光ゲージ材料に対するせん断刃及び工具材料の大変高い靱性が良い工具性能に要求されている他の冷間加工使用に有用にしている。
【００５４】
ここに使用されたＭＣ−タイプ炭化物なる語は、立方晶系結晶構造により特徴づけられたバナジウムリッチ炭化物を意味し、ここに、Ｍは炭化物形成元素バナジウム、及びモリブデン、クロム及び炭化物に存在するであろう鉄のような少量の他の元素を表す。この語は、また、バナジウムリッチＭ４Ｃ３炭化物、及び炭素のいくらかが窒素により置換されている炭窒化物として知られた変形を含む。
【００５５】
ここに使用されたＭ7Ｃ3−タイプなる語は、六方晶系結晶構造により特徴づけられたクロムリッチ炭化物を意味し、ここに、Ｍは炭化物形成元素クロム及びバナジウム、モリブデン及び炭化物にあるであろう鉄のような他の元素の少量を示している。また、この語は、炭素のいくらかが窒素により置換されている炭窒化物として知られた変形を含む。
【００５６】
ここに使用された語Ｍ6Ｃ炭化物は、面中心立方格子を持つタングステンまた はモリブデンリッチ炭化物を意味し、この炭化物もＣｒ、Ｖ及びＣｏの控えめの量を含むであろう。
【００５７】
すべての％は、他に断らない限り、質量％である。
【図面の簡単な説明】
【図１】  図１は、２．８２％バナジウムを含む発明の硬化され、焼き戻されたバナジウムリッチ粉末冶金工具焼結鋼における主ＭＣ−タイプバナジウムリッチ炭化物の分布及びサイズを示している光顕微鏡写真である（Ｂａｒ９０−８０）（倍率−１０００Ｘ）。
【図２】  図２は、Ｂａｒ９０−８０に類似の組成を持つ普通のインゴット鋳込工具鋼（８５ＣｒＶＭｏ）における主バナジウムリッチＭＣ−タイプ及びクロムリッチＭ7Ｃ3−タイプ炭化物の分布及びサイズを示している光顕微鏡写真である（倍率−１０００Ｘ）。
【図３】  図３は、６０−６２ＨＲＣの硬さに硬化され焼き戻されたバナジウムリッチ粉末冶金冷間加工工具鋼における主炭化物の効果を示すグラフ図である。
【図４】  図４は、６０−６２ＨＲＣの硬さに硬化され焼き戻されたバナジウムリッチ粉末冶金冷間加工工具鋼の金属−金属耐摩耗性における主バナジウムリッチＭＣ−タイプ炭化物の量の効果を示すグラフ図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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