JP2003313635A - 高靱性の熱間工具鋼 - Google Patents
高靱性の熱間工具鋼Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 従来の熱間工具鋼よりも高靱性の熱間工具鋼
を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０.４５質量％以下、Ｓｉ：０.５０
〜１.５０質量％、Ｍｎ：０.３０〜１.５０質量％、Ｎ
ｉ：０.５０質量％以下、Ｃｒ：２.００〜７.００質量
％、Ｍｏ：０.８０〜５.００質量％、Ｖ：０.４０〜１.
５０質量％、Ｂ：０.０００５〜０.０５質量％、残部が
Ｆｅと不可避的不純物から成る高靱性の熱間工具鋼。
を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０.４５質量％以下、Ｓｉ：０.５０
〜１.５０質量％、Ｍｎ：０.３０〜１.５０質量％、Ｎ
ｉ：０.５０質量％以下、Ｃｒ：２.００〜７.００質量
％、Ｍｏ：０.８０〜５.００質量％、Ｖ：０.４０〜１.
５０質量％、Ｂ：０.０００５〜０.０５質量％、残部が
Ｆｅと不可避的不純物から成る高靱性の熱間工具鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は高靱性の熱間工具鋼
に関し、更に詳しくは、従来の熱間工具鋼に比べると、
鍛錬方向と直交する方向における耐衝撃性が優れている
高靱性の熱間工具鋼に関する。
に関し、更に詳しくは、従来の熱間工具鋼に比べると、
鍛錬方向と直交する方向における耐衝撃性が優れている
高靱性の熱間工具鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】ＳＫＤ６１に代表される熱間工具鋼は、
鍛造用治具や金型の材料として広く用いられている。そ
して、最近の高速鍛造や高速型打ちの発達、更には製品
形状の複雑化などに伴い、熱間工具鋼の使用条件はます
ます厳しくなっている。一般に、熱間工具鋼に対して
は、靱性が高く、長期使用時にあってもへたらないこ
と、硬度が高く耐摩耗性に優れ、また高温強度は高いこ
と、更に破壊靱性に優れていることなどの特性が要求さ
れている。これらの要求は、ますます厳しくなる上記し
た使用条件との関係で一層強まっている。
鍛造用治具や金型の材料として広く用いられている。そ
して、最近の高速鍛造や高速型打ちの発達、更には製品
形状の複雑化などに伴い、熱間工具鋼の使用条件はます
ます厳しくなっている。一般に、熱間工具鋼に対して
は、靱性が高く、長期使用時にあってもへたらないこ
と、硬度が高く耐摩耗性に優れ、また高温強度は高いこ
と、更に破壊靱性に優れていることなどの特性が要求さ
れている。これらの要求は、ますます厳しくなる上記し
た使用条件との関係で一層強まっている。
【０００３】ところで熱間工具鋼を鍛錬して例えば鍛造
用治具を製造した場合、従来から、次のようなことが知
られている。例えば、図９で示したように、対象の熱間
工具鋼１を図の矢印方向（Ｆ）か鍛錬して製造した鍛錬
材の場合、その靱性は鍛錬方向（Ｆ）との関係で異方性
を示す。
用治具を製造した場合、従来から、次のようなことが知
られている。例えば、図９で示したように、対象の熱間
工具鋼１を図の矢印方向（Ｆ）か鍛錬して製造した鍛錬
材の場合、その靱性は鍛錬方向（Ｆ）との関係で異方性
を示す。
【０００４】すなわち、鍛錬方向と同一の方向（これ
を、longitudinal directionといい、以後、Ｌ方向とい
う）に測定したシャルピー衝撃値は大きく、この方向の
靱性は高いが、鍛錬方向（Ｆ）と直交する方向（これ
を、transverse directionといい、以後、Ｔ方向とい
う）に測定したシャルピー衝撃値は小さく、この方向の
靱性は低い。
を、longitudinal directionといい、以後、Ｌ方向とい
う）に測定したシャルピー衝撃値は大きく、この方向の
靱性は高いが、鍛錬方向（Ｆ）と直交する方向（これ
を、transverse directionといい、以後、Ｔ方向とい
う）に測定したシャルピー衝撃値は小さく、この方向の
靱性は低い。
【０００５】このような問題は、前記したように、厳し
い使用環境に曝されている最近の熱間工具鋼にとってみ
れば、好ましい問題ではない。Ｔ方向に非常に強い衝撃
を受けたときに破断することもあり得るからである。
い使用環境に曝されている最近の熱間工具鋼にとってみ
れば、好ましい問題ではない。Ｔ方向に非常に強い衝撃
を受けたときに破断することもあり得るからである。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は従来の熱間工
具鋼における上記した問題を解決し、従来に比べてＴ方
向の靱性が向上している熱間工具鋼の提供を目的とす
る。
具鋼における上記した問題を解決し、従来に比べてＴ方
向の靱性が向上している熱間工具鋼の提供を目的とす
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記した目的を達成する
ために、本発明においては、Ｃ：０.４５質量％以下、
Ｓｉ：０.５０〜１.５０質量％、Ｍｎ：０.３０〜１.５
０質量％、Ｎｉ：０.５０質量％以下、Ｃｒ：２.００〜
７.００質量％、Ｍｏ：０.８０〜５.００質量％、Ｖ：
０.４０〜１.５０質量％、Ｂ：０.０００５〜０.０５質
量％、残部がＦｅと不可避的不純物から成ることを特徴
とする高靱性の熱間工具鋼が提供される。
ために、本発明においては、Ｃ：０.４５質量％以下、
Ｓｉ：０.５０〜１.５０質量％、Ｍｎ：０.３０〜１.５
０質量％、Ｎｉ：０.５０質量％以下、Ｃｒ：２.００〜
７.００質量％、Ｍｏ：０.８０〜５.００質量％、Ｖ：
０.４０〜１.５０質量％、Ｂ：０.０００５〜０.０５質
量％、残部がＦｅと不可避的不純物から成ることを特徴
とする高靱性の熱間工具鋼が提供される。
【０００８】そして、この熱間工具鋼は、更に、Ｔｉ：
０.００５〜０.１０質量％、Ａｌ：０.００５〜０.１０
質量％、Ｗ：０.０５〜５.００質量％、Ｎｂ：０.０１
〜０.２０質量％、Ｃｏ：０.１〜１.２０質量％、Ｚ
ｒ：０.０１〜０.２０質量％、Ｍｇ：０.００１〜０.１
質量％、Ｃａ：０.００１〜０.１質量％の１種または２
種以上を含有していてもよい。
０.００５〜０.１０質量％、Ａｌ：０.００５〜０.１０
質量％、Ｗ：０.０５〜５.００質量％、Ｎｂ：０.０１
〜０.２０質量％、Ｃｏ：０.１〜１.２０質量％、Ｚ
ｒ：０.０１〜０.２０質量％、Ｍｇ：０.００１〜０.１
質量％、Ｃａ：０.００１〜０.１質量％の１種または２
種以上を含有していてもよい。
【０００９】また、この熱間工具鋼は、鍛錬後におい
て、鍛錬方向と直交する方向（Ｔ方向）で測定したシャ
ルピー衝撃値をｙ（単位：Ｊ／cm2）とし、硬さ（単
位：ＨＲＣ）をｘとしたとき、ｙとｘの間には、次式： ｙ≧−３.８７５ｘ＋２１７.２５ の関係が成立している。
て、鍛錬方向と直交する方向（Ｔ方向）で測定したシャ
ルピー衝撃値をｙ（単位：Ｊ／cm2）とし、硬さ（単
位：ＨＲＣ）をｘとしたとき、ｙとｘの間には、次式： ｙ≧−３.８７５ｘ＋２１７.２５ の関係が成立している。
【００１０】
【発明の実施の形態】本発明の熱間工具鋼は、後述する
Ｂ成分を意識的に配合したことを最大の特徴とする熱間
工具鋼である。まず、上記した組成において、Ｃは、鋼
の硬さを高めるために必要な成分であるが、あまり多く
配合する鋼の靱性低下を引き起こすので、その配合量は
０.４５質量％以下に規制される。
Ｂ成分を意識的に配合したことを最大の特徴とする熱間
工具鋼である。まず、上記した組成において、Ｃは、鋼
の硬さを高めるために必要な成分であるが、あまり多く
配合する鋼の靱性低下を引き起こすので、その配合量は
０.４５質量％以下に規制される。
【００１１】Ｓｉは、炭化物や基地の中に固溶して鋼の
焼入性や耐力、靱性の向上に資する成分であり、その配
合量は０.５〜１.５０質量％に設定される。配合量が
０.５質量％より少ない場合は、上記した効果が得られ
ず、また１.５０質量％より多くすると鋼の熱伝導度が
低下して、鋼を例えば金型として使用したときに、その
寿命低下が引き起こされる。
焼入性や耐力、靱性の向上に資する成分であり、その配
合量は０.５〜１.５０質量％に設定される。配合量が
０.５質量％より少ない場合は、上記した効果が得られ
ず、また１.５０質量％より多くすると鋼の熱伝導度が
低下して、鋼を例えば金型として使用したときに、その
寿命低下が引き起こされる。
【００１２】Ｍｎは、Ｓｉと同様の作用を発揮する成分
であり、その配合量は０.３〜１.５０質量％に設定され
る。配合量が０.３質量％より少ない場合は、配合の効
果が発揮されず、また１.５０質量％より多くすると、
被削性の低下や焼き戻し時の硬さが低下してしまう。Ｎ
ｉは、靱性の向上、高温耐摩耗性の向上、耐酸化性の向
上などに資する成分であるが、あまり多く配合すると、
残留オーステナイト組織が増量し、靱性低下や焼き戻し
時の硬さが低くなると同時に、被削性の低下を招くの
で、その配合量は０.５０質量％以下に規制する。
であり、その配合量は０.３〜１.５０質量％に設定され
る。配合量が０.３質量％より少ない場合は、配合の効
果が発揮されず、また１.５０質量％より多くすると、
被削性の低下や焼き戻し時の硬さが低下してしまう。Ｎ
ｉは、靱性の向上、高温耐摩耗性の向上、耐酸化性の向
上などに資する成分であるが、あまり多く配合すると、
残留オーステナイト組織が増量し、靱性低下や焼き戻し
時の硬さが低くなると同時に、被削性の低下を招くの
で、その配合量は０.５０質量％以下に規制する。
【００１３】Ｃｒは、Ｃと結合して微細な複合炭化物を
生成することにより、鋼の耐摩耗性の向上、耐軟化性の
向上に資するとともに、更には基地の中に固溶して鋼の
焼入性を高める成分であって、その配合量は２.００〜
７.００質量％に設定される。配合量が２.００質量％よ
り少ない場合は上記した効果が得られず、また７.００
質量％より多くなると、鋼に巨大な共晶炭化物が生成し
て鋼の靱性低下を招く。
生成することにより、鋼の耐摩耗性の向上、耐軟化性の
向上に資するとともに、更には基地の中に固溶して鋼の
焼入性を高める成分であって、その配合量は２.００〜
７.００質量％に設定される。配合量が２.００質量％よ
り少ない場合は上記した効果が得られず、また７.００
質量％より多くなると、鋼に巨大な共晶炭化物が生成し
て鋼の靱性低下を招く。
【００１４】Ｍｏは、Ｃと結合してＭ2Ｃ型またはＭ6Ｃ
型の複合炭化物を生成して、鋼の耐摩耗性の向上、耐軟
化性の向上に資する成分であり、その配合量は０.８０
〜５.００質量％に設定される。配合量が０.８０質量％
より少ない場合は上記した効果が得られず、また５.０
０質量％より多くすると、炭化物の生成量が多くなり、
同時に生成炭化物の大きさが過大となり、鋼の靱性低下
と耐熱衝撃性の劣化を招く。
型の複合炭化物を生成して、鋼の耐摩耗性の向上、耐軟
化性の向上に資する成分であり、その配合量は０.８０
〜５.００質量％に設定される。配合量が０.８０質量％
より少ない場合は上記した効果が得られず、また５.０
０質量％より多くすると、炭化物の生成量が多くなり、
同時に生成炭化物の大きさが過大となり、鋼の靱性低下
と耐熱衝撃性の劣化を招く。
【００１５】Ｖは、Ｃと結合して非常に固くかつ基地に
固溶しないＭＣ型の炭化物（ＶＣ）を生成して、鋼の耐
摩耗性の向上に資する成分であり、その配合量は０.４
０〜１.５０質量％に設定される。配合量が０.４０質量
％より少ない場合は上記した効果が得られず、また１.
５０質量％より多くすると、巨大なＭＣ型の炭化物が生
成して鋼の靱性低下とともに被削性の低下を招く。
固溶しないＭＣ型の炭化物（ＶＣ）を生成して、鋼の耐
摩耗性の向上に資する成分であり、その配合量は０.４
０〜１.５０質量％に設定される。配合量が０.４０質量
％より少ない場合は上記した効果が得られず、また１.
５０質量％より多くすると、巨大なＭＣ型の炭化物が生
成して鋼の靱性低下とともに被削性の低下を招く。
【００１６】Ｂは、炭化物の成長核を基地の中に分散さ
せ、そのことにより、生成する炭化物を微細にし、かつ
基地の中に広く分布させると同時に、鋼の結晶粒を微細
化し、鋼の靱性の向上に資する成分であり、その配合量
は０.０００５〜０.０５質量％に設定される。配合量が
０.０００５質量％より少ない場合は、上記した効果が
得られず、また０.０５質量％より多くすると、鋼の靭
性および熱間加工性が低下する。
せ、そのことにより、生成する炭化物を微細にし、かつ
基地の中に広く分布させると同時に、鋼の結晶粒を微細
化し、鋼の靱性の向上に資する成分であり、その配合量
は０.０００５〜０.０５質量％に設定される。配合量が
０.０００５質量％より少ない場合は、上記した効果が
得られず、また０.０５質量％より多くすると、鋼の靭
性および熱間加工性が低下する。
【００１７】本発明の熱間工具鋼は、上記した成分を必
須とするが、更に、Ｔｉ，Ａｌ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｏ，Ｚ
ｒ，Ｍｇ，Ｃａの１種または２種以上が配合されていて
もよい。その場合、上記した組成にＴｉを配合すると、
鋼は結晶粒が微細化して鋼の靭性などの特性が向上す
る。このような効果を得るためには、Ｔｉの配合量を
０.００５〜０.１０質量％に設定することが好ましい。
須とするが、更に、Ｔｉ，Ａｌ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｏ，Ｚ
ｒ，Ｍｇ，Ｃａの１種または２種以上が配合されていて
もよい。その場合、上記した組成にＴｉを配合すると、
鋼は結晶粒が微細化して鋼の靭性などの特性が向上す
る。このような効果を得るためには、Ｔｉの配合量を
０.００５〜０.１０質量％に設定することが好ましい。
【００１８】Ａｌを配合すると、鋼は、結晶粒が微細化
し、鋼の靭性などの特性が向上する。このような効果を
得るためには、Ａｌの配合量を０.００５〜０.１０質量
％に設定することが好ましい。Ｗを配合すると、鋼は、
焼入れ加熱時に基地に固溶しにくい炭化物を形成して鋼
の耐摩耗性などの特性が向上する。このような効果を得
るためには、Ｗの配合量を０.０５〜５.００質量％に設
定することが好ましい。
し、鋼の靭性などの特性が向上する。このような効果を
得るためには、Ａｌの配合量を０.００５〜０.１０質量
％に設定することが好ましい。Ｗを配合すると、鋼は、
焼入れ加熱時に基地に固溶しにくい炭化物を形成して鋼
の耐摩耗性などの特性が向上する。このような効果を得
るためには、Ｗの配合量を０.０５〜５.００質量％に設
定することが好ましい。
【００１９】Ｎｂを配合すると、鋼は、結晶粒が微細化
し、鋼の靭性などの特性が向上する。このような効果を
得るためには、Ｎｂの配合量を０.０１〜０.２０質量％
に設定することが好ましい。Ｃｏを配合すると、鋼は、
マルテンサイト基地が強化され、鋼の耐摩耗性，高温硬
さなどの特性が向上する。このような効果を得るために
は、Ｃｏの配合量を０.１〜１.２０質量％に設定するこ
とが好ましい。
し、鋼の靭性などの特性が向上する。このような効果を
得るためには、Ｎｂの配合量を０.０１〜０.２０質量％
に設定することが好ましい。Ｃｏを配合すると、鋼は、
マルテンサイト基地が強化され、鋼の耐摩耗性，高温硬
さなどの特性が向上する。このような効果を得るために
は、Ｃｏの配合量を０.１〜１.２０質量％に設定するこ
とが好ましい。
【００２０】Ｚｒを配合すると、鋼は、結晶粒が微細化
し、鋼の靭性などの特性が向上する。このような効果を
得るためには、Ｚｒの配合量を０.０１〜０.２０質量％
に設定することが好ましい。Ｍｇを配合すると、鋼の高
温強度や高温延性などの特性が向上する。このような効
果を得るためには、Ｍｇの配合量を０.０１〜０.１質量
％に設定することが好ましい。
し、鋼の靭性などの特性が向上する。このような効果を
得るためには、Ｚｒの配合量を０.０１〜０.２０質量％
に設定することが好ましい。Ｍｇを配合すると、鋼の高
温強度や高温延性などの特性が向上する。このような効
果を得るためには、Ｍｇの配合量を０.０１〜０.１質量
％に設定することが好ましい。
【００２１】Ｃａを配合すると、鋼は、高温強度や高温
延性などの特性が向上する。このような効果を得るため
には、Ｃａの配合量を０.０１〜０.１質量％に設定する
ことが好ましい。この熱間工具鋼に含有される不可避的
不純物としては、例えば、Ｏ，Ｎ，Ｐ，Ｓなどをあげる
ことができる。そして、Ｏは０.０１０質量％以下、Ｎ
は０.０３０質量％以下、Ｐは０.０１５質量％以下、Ｓ
は０.００５質量％以下に規制されることが好ましい。
延性などの特性が向上する。このような効果を得るため
には、Ｃａの配合量を０.０１〜０.１質量％に設定する
ことが好ましい。この熱間工具鋼に含有される不可避的
不純物としては、例えば、Ｏ，Ｎ，Ｐ，Ｓなどをあげる
ことができる。そして、Ｏは０.０１０質量％以下、Ｎ
は０.０３０質量％以下、Ｐは０.０１５質量％以下、Ｓ
は０.００５質量％以下に規制されることが好ましい。
【００２２】本発明の熱間工具鋼を用いて目的とする鍛
錬材を製造する場合には、まず上記した組成の溶湯を鋳
造する。そしてその鋳塊に所定の鍛錬比で鍛錬を行い、
得られた鍛錬材に球状化焼鈍を行ったのち粗加工する。
ついで、焼き入れと焼き戻しを行って所定の硬さに調整
したのち仕上げ加工を行い、目的とする鋼材を得る。
錬材を製造する場合には、まず上記した組成の溶湯を鋳
造する。そしてその鋳塊に所定の鍛錬比で鍛錬を行い、
得られた鍛錬材に球状化焼鈍を行ったのち粗加工する。
ついで、焼き入れと焼き戻しを行って所定の硬さに調整
したのち仕上げ加工を行い、目的とする鋼材を得る。
【００２３】本発明の熱間工具鋼は、次のような効果を
発揮する。 （１）まず、主要には前記したＢ成分の作用効果によ
り、結晶粒は微細であり、また析出炭化物も微細でかつ
基地の中に均一に分布しているので、従来の熱間工具鋼
に比べて高靱性である。したがって、Ｔ方向の靱性も従
来に比べて高く、優れた耐衝撃性を有する鋼になってい
る。
発揮する。 （１）まず、主要には前記したＢ成分の作用効果によ
り、結晶粒は微細であり、また析出炭化物も微細でかつ
基地の中に均一に分布しているので、従来の熱間工具鋼
に比べて高靱性である。したがって、Ｔ方向の靱性も従
来に比べて高く、優れた耐衝撃性を有する鋼になってい
る。
【００２４】（２）この熱間工具鋼は、本来、高靱性に
なっているので、全体の組成を変化させることなく、次
のようにして硬さを高めて耐摩耗性を向上させることが
できる。例えば、仮に焼き入れを一定の条件で行った場
合、焼き戻しの温度を下げることにより、鋼の硬さを高
めることができる。
なっているので、全体の組成を変化させることなく、次
のようにして硬さを高めて耐摩耗性を向上させることが
できる。例えば、仮に焼き入れを一定の条件で行った場
合、焼き戻しの温度を下げることにより、鋼の硬さを高
めることができる。
【００２５】従来の熱間工具鋼では、その硬さを高めよ
うとする場合には、通常、Ｃ成分の配合量を多くしてい
たが、そのような処置は鋼の靱性を低下させることにな
っていた。しかしながら、本発明の熱間工具鋼では、既
に高靱性の鋼になっているので、Ｃ成分を増量させるこ
となく、単に焼き戻し温度を制御するだけで硬さを高め
ることができるので、その製造上のメリットは大きい。
うとする場合には、通常、Ｃ成分の配合量を多くしてい
たが、そのような処置は鋼の靱性を低下させることにな
っていた。しかしながら、本発明の熱間工具鋼では、既
に高靱性の鋼になっているので、Ｃ成分を増量させるこ
となく、単に焼き戻し温度を制御するだけで硬さを高め
ることができるので、その製造上のメリットは大きい。
【００２６】本発明の熱間工具鋼は、靱性の尺度をシャ
ルピー衝撃値（単位：Ｊ／cm2）で表した場合、Ｔ方向
のシャルピー衝撃値と鋼の硬さ（ＨＲＣ）との間には次
のような関係が成立している。すなわち、Ｔ方向のシャ
ルピー衝撃値をｙ、鋼の硬さをｘとした場合、次式： ｙ≧−３.８７５ｘ＋２１７.２５ ……（１） の関係が成立していることである。
ルピー衝撃値（単位：Ｊ／cm2）で表した場合、Ｔ方向
のシャルピー衝撃値と鋼の硬さ（ＨＲＣ）との間には次
のような関係が成立している。すなわち、Ｔ方向のシャ
ルピー衝撃値をｙ、鋼の硬さをｘとした場合、次式： ｙ≧−３.８７５ｘ＋２１７.２５ ……（１） の関係が成立していることである。
【００２７】なお、本発明でいうシャルピー衝撃値は、
測定対象の鋼材から作成したＪＩＳ３号衝撃試験片に対
し、温度２０℃で測定したときの値のことをいう。
測定対象の鋼材から作成したＪＩＳ３号衝撃試験片に対
し、温度２０℃で測定したときの値のことをいう。
【００２８】
【実施例】１．鋼の製造
まず、表１で示した組成の２種類の鋼を溶製した。組成
における両者の大きな相違点は、実施例の鋼では、Ｂ量
が比較例鋼の約４倍と多量に含有されていることであ
る。
における両者の大きな相違点は、実施例の鋼では、Ｂ量
が比較例鋼の約４倍と多量に含有されていることであ
る。
【００２９】なお、比較例の鋼はＳＫＤ６１相当品であ
る。
る。
【００３０】
【表１】
【００３１】各溶鋼５０kgを砂型鋳造したのち、鋳塊を
鍛錬比１０.６で鍛錬して、幅７０mm、厚み２０mmの鋼
板にした。ついで温度８５０℃で球状化焼鈍を行ったの
ち粗加工し、更に、温度１０３０℃で１５分間の加熱後
油冷する焼き入れを行い、引き続き焼き戻しを行った。
焼き戻しは、温度６１０℃で１時間の加熱後に空冷とい
う処置を２回繰り返すという態様と、温度６２５℃で１
時間の加熱後に空冷という処置を２回繰り返すという態
様の２種類の態様で行った。
鍛錬比１０.６で鍛錬して、幅７０mm、厚み２０mmの鋼
板にした。ついで温度８５０℃で球状化焼鈍を行ったの
ち粗加工し、更に、温度１０３０℃で１５分間の加熱後
油冷する焼き入れを行い、引き続き焼き戻しを行った。
焼き戻しは、温度６１０℃で１時間の加熱後に空冷とい
う処置を２回繰り返すという態様と、温度６２５℃で１
時間の加熱後に空冷という処置を２回繰り返すという態
様の２種類の態様で行った。
【００３２】各鋼板を精加工したのち特性試験に供し
た。 ２．結晶粒度 焼き戻し温度が６１０℃である実施例と比較例の各試料
につき、Ｔ方向の切断面を鏡面研磨し、腐食処理を行っ
て結晶粒度を顕微鏡で観察した。実施例試料の結晶粒度
番号は１０.４であり、比較例試料の結晶粒度番号は９.
８であった。
た。 ２．結晶粒度 焼き戻し温度が６１０℃である実施例と比較例の各試料
につき、Ｔ方向の切断面を鏡面研磨し、腐食処理を行っ
て結晶粒度を顕微鏡で観察した。実施例試料の結晶粒度
番号は１０.４であり、比較例試料の結晶粒度番号は９.
８であった。
【００３３】すなわち、Ｂ量が多い実施例試料の方が結
晶粒度が細かくなっている。 ３．特性評価 （１）衝撃試験 実施例と比較例の各試料につき、Ｔ方向とＬ方向からそ
れぞれシャルピー試験用の試料を切り出し、硬さ（ＨＲ
Ｃ）を測定したのちシャルピー衝撃値を測定した。
晶粒度が細かくなっている。 ３．特性評価 （１）衝撃試験 実施例と比較例の各試料につき、Ｔ方向とＬ方向からそ
れぞれシャルピー試験用の試料を切り出し、硬さ（ＨＲ
Ｃ）を測定したのちシャルピー衝撃値を測定した。
【００３４】Ｔ方向とＬ方向におけるシャルピー衝撃値
と硬さとの関係をそれぞれ図１と図２に示した。図中、
□印は焼き戻し温度が６１０℃である実施例試料、○印
は焼き戻し温度が６１０℃である比較例試料、■印は焼
き戻し温度が６２５℃である実施例試料、●印は焼き戻
し温度が６２５℃である比較例試料の結果を示す。ま
た、Ｔ方向におけるシャルピー衝撃値が５３Ｊ／cm2、
硬さ（ＨＲＣ）が４５.３であった実施例試料、Ｔ方向
におけるシャルピー衝撃値が３３Ｊ／cm2、硬さ（ＨＲ
Ｃ）が４５.２であった比較例試料における衝撃試験後
の破断面の走査電顕写真（×５００）を、それぞれ、図
３、図４に示す。
と硬さとの関係をそれぞれ図１と図２に示した。図中、
□印は焼き戻し温度が６１０℃である実施例試料、○印
は焼き戻し温度が６１０℃である比較例試料、■印は焼
き戻し温度が６２５℃である実施例試料、●印は焼き戻
し温度が６２５℃である比較例試料の結果を示す。ま
た、Ｔ方向におけるシャルピー衝撃値が５３Ｊ／cm2、
硬さ（ＨＲＣ）が４５.３であった実施例試料、Ｔ方向
におけるシャルピー衝撃値が３３Ｊ／cm2、硬さ（ＨＲ
Ｃ）が４５.２であった比較例試料における衝撃試験後
の破断面の走査電顕写真（×５００）を、それぞれ、図
３、図４に示す。
【００３５】図１と図２から次のことが明らかである。
１）実施例試料と比較例試料におけるシャルピー衝撃値
は、Ｌ方向では略同等の値になっているが（図２）、Ｔ
方向では有意差をもって実施例試料の方が高い値になっ
ている。すなわち、実施例試料は、比較例試料と対比し
て、Ｔ方向で高靱性になっている。
は、Ｌ方向では略同等の値になっているが（図２）、Ｔ
方向では有意差をもって実施例試料の方が高い値になっ
ている。すなわち、実施例試料は、比較例試料と対比し
て、Ｔ方向で高靱性になっている。
【００３６】この事実は、明白に、多量に配合されたＢ
成分の作用効果を示している。 ２）この鋼種は焼き戻し温度によってその硬さ（ＨＲ
Ｃ）を変化させることができる。すなわち、組成を変化
させることなく、焼き戻し温度を適宜に選択して所望す
る硬さの鋼を製造することができる。 ３）図１から明らかなように、実施例試料におけるシャ
ルピー衝撃値（ｙとする）と硬さ（ｘとする）の間で
は、次式 ｙ≧−３.８７５ｘ＋２１７.２５ の関係が成立している。
成分の作用効果を示している。 ２）この鋼種は焼き戻し温度によってその硬さ（ＨＲ
Ｃ）を変化させることができる。すなわち、組成を変化
させることなく、焼き戻し温度を適宜に選択して所望す
る硬さの鋼を製造することができる。 ３）図１から明らかなように、実施例試料におけるシャ
ルピー衝撃値（ｙとする）と硬さ（ｘとする）の間で
は、次式 ｙ≧−３.８７５ｘ＋２１７.２５ の関係が成立している。
【００３７】４）図３と図４を対比して明らかなよう
に、実施例試料の衝撃破断面には微細なディンプルが多
数存在しており、その破断面は延性破面に類似してい
る。しかし、比較例試料の場合はディンプルが大きく、
また少なく、脆性破面に近い。このことからも、実施例
試料は、そのＴ方向において高靱性になっていることが
わかる。
に、実施例試料の衝撃破断面には微細なディンプルが多
数存在しており、その破断面は延性破面に類似してい
る。しかし、比較例試料の場合はディンプルが大きく、
また少なく、脆性破面に近い。このことからも、実施例
試料は、そのＴ方向において高靱性になっていることが
わかる。
【００３８】（２）破壊靱性の測定
実施例試料，比較例試料につき、それぞれのＴ方向，Ｌ
方向から作成したＡＳＴＭコンパクトテンション試験片
に疲労亀裂を２mm導入し、荷重変位曲線から静的破壊靭
性値を求めた。ｎ＝３で試験を行い、結果を平気値とし
て表２に示した。
方向から作成したＡＳＴＭコンパクトテンション試験片
に疲労亀裂を２mm導入し、荷重変位曲線から静的破壊靭
性値を求めた。ｎ＝３で試験を行い、結果を平気値とし
て表２に示した。
【００３９】
【表２】
【００４０】表２から明らかなように、Ｂ量の多い実施
例試料の場合、Ｔ方向，Ｌ方向のいずれにおいても破壊
靭性が優れている。 （３）引張試験 実施例試料、比較例試料のそれぞれにつき、Ｔ方向とＬ
方向の引張試験を行って、延び（％）と絞り（％）を測
定した。
例試料の場合、Ｔ方向，Ｌ方向のいずれにおいても破壊
靭性が優れている。 （３）引張試験 実施例試料、比較例試料のそれぞれにつき、Ｔ方向とＬ
方向の引張試験を行って、延び（％）と絞り（％）を測
定した。
【００４１】Ｔ方向、Ｌ方向の延びの結果を、それぞ
れ、図５、図６に示した。また、Ｔ方向、Ｌ方向の絞り
の結果を、それぞれ、図７、図８に示した。図から明ら
かなように、Ｂ量の多い実施例試料は比較例試料に比べ
て絞りが少し高い。
れ、図５、図６に示した。また、Ｔ方向、Ｌ方向の絞り
の結果を、それぞれ、図７、図８に示した。図から明ら
かなように、Ｂ量の多い実施例試料は比較例試料に比べ
て絞りが少し高い。
【００４２】
【発明の効果】以上の説明で明らかなように、本発明の
熱間工具鋼は、ＳＫＤ６１相当品である比較例試料に比
べて、Ｔ方向のシャルピー衝撃値は高く、高靱性になっ
ている。これは、ＳＫＤ６１相当品の組成にＢ成分を意
識的に添加したことによってもたらされた効果である。
熱間工具鋼は、ＳＫＤ６１相当品である比較例試料に比
べて、Ｔ方向のシャルピー衝撃値は高く、高靱性になっ
ている。これは、ＳＫＤ６１相当品の組成にＢ成分を意
識的に添加したことによってもたらされた効果である。
【００４３】したがって、本発明の熱間工具鋼は、最近
の厳しい使用条件下に曝されている鍛造治具や金型の材
料としてその工業的価値は大である。
の厳しい使用条件下に曝されている鍛造治具や金型の材
料としてその工業的価値は大である。
【図１】実施例試料と比較例試料のＴ方向におけるシャ
ルピー衝撃値と硬さの関係を示すグラフである。
ルピー衝撃値と硬さの関係を示すグラフである。
【図２】実施例試料と比較例試料のＬ方向におけるシャ
ルピー衝撃値と硬さの関係を示すグラフである。
ルピー衝撃値と硬さの関係を示すグラフである。
【図３】実施例試料の衝撃破断面を示す走査電顕写真で
ある。
ある。
【図４】比較例試料の衝撃破断面を示す走査電顕写真で
ある。
ある。
【図５】実施例試料と比較例試料のＴ方向における引張
強さと伸びとの関係を示すグラフである。
強さと伸びとの関係を示すグラフである。
【図６】比較例試料と比較例試料のＬ方向における引張
強さと伸びとの関係を示すグラフである。
強さと伸びとの関係を示すグラフである。
【図７】実施例試料と比較例試料のＴ方向における引張
強さと絞りとの関係を示すグラフである。
強さと絞りとの関係を示すグラフである。
【図８】比較例試料と比較例試料のＬ方向における引張
強さと絞りとの関係を示すグラフである。
強さと絞りとの関係を示すグラフである。
【図９】Ｔ方向とＬ方向を説明するための概略図であ
る。
る。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 並木 邦夫
東京都港区西新橋一丁目７番13号 大同特
殊鋼株式会社東京本社内
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃ：０.４５質量％以下、Ｓｉ：０.５０
〜１.５０質量％、Ｍｎ：０.３０〜１.５０質量％、Ｎ
ｉ：０.５０質量％以下、Ｃｒ：２.００〜７.００質量
％、Ｍｏ：０.８０〜５.００質量％、Ｖ：０.４０〜１.
５０質量％、Ｂ：０.０００５〜０.０５質量％、残部が
Ｆｅと不可避的不純物から成ることを特徴とする高靱性
の熱間工具鋼。 - 【請求項２】 更に、Ｔｉ：０.００５〜０.１０質量
％、Ａｌ：０.００５〜０.１０質量％、Ｗ：０.０５〜
５.００質量％、Ｎｂ：０.０１〜０.２０質量％、Ｃ
ｏ：０.１〜１.２０質量％、Ｚｒ：０.０１〜０.２０質
量％、Ｍｇ：０.００１〜０.１質量％、Ｃａ：０.００
１〜０.１質量％の１種または２種以上を含有している
請求項１の高靱性の熱間工具鋼。 - 【請求項３】 鍛錬方向と直交する方向で測定したシャ
ルピー衝撃値をｙ（単位：Ｊ／cm2）とし、硬さ（ＨＲ
Ｃ）をｘとしたとき、ｙとｘの間には、次式： ｙ≧−３.８７５ｘ＋２１７.２５ の関係が成立している請求項１または２の高靱性の熱間
工具鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002119729A JP2003313635A (ja) | 2002-04-22 | 2002-04-22 | 高靱性の熱間工具鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002119729A JP2003313635A (ja) | 2002-04-22 | 2002-04-22 | 高靱性の熱間工具鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003313635A true JP2003313635A (ja) | 2003-11-06 |
Family
ID=29536203
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002119729A Pending JP2003313635A (ja) | 2002-04-22 | 2002-04-22 | 高靱性の熱間工具鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003313635A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106435353A (zh) * | 2016-08-24 | 2017-02-22 | 营口市特殊钢锻造有限责任公司 | 一种Cr5系列热作模具钢 |
| CN106544592A (zh) * | 2016-11-01 | 2017-03-29 | 辽宁乾金金属材料开发有限公司 | 强韧性热作模具钢及其生产方法 |
| CN106834931A (zh) * | 2017-03-28 | 2017-06-13 | 宁波禾顺新材料有限公司 | 一种抗热疲劳的热作模具钢及其制备方法 |
| CN108950413A (zh) * | 2018-08-14 | 2018-12-07 | 张家港江苏科技大学产业技术研究院 | 一种模具钢材料及其制备方法与用途 |
| CN110306108A (zh) * | 2019-07-05 | 2019-10-08 | 天津钢研海德科技有限公司 | 一种高韧性高抗裂性热作模具钢及其制造方法 |
| CN114737138A (zh) * | 2022-04-14 | 2022-07-12 | 唐山志威科技有限公司 | 一种高镜面、高韧性超大截面zw863模具钢 |
| CN115058650A (zh) * | 2022-06-21 | 2022-09-16 | 清华大学 | 高塑性热成形钢及其快速加热制备方法和应用 |
-
2002
- 2002-04-22 JP JP2002119729A patent/JP2003313635A/ja active Pending
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106435353A (zh) * | 2016-08-24 | 2017-02-22 | 营口市特殊钢锻造有限责任公司 | 一种Cr5系列热作模具钢 |
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| CN114737138A (zh) * | 2022-04-14 | 2022-07-12 | 唐山志威科技有限公司 | 一种高镜面、高韧性超大截面zw863模具钢 |
| CN114737138B (zh) * | 2022-04-14 | 2022-09-23 | 唐山志威科技有限公司 | 一种高镜面、高韧性超大截面zw863模具钢 |
| CN115058650A (zh) * | 2022-06-21 | 2022-09-16 | 清华大学 | 高塑性热成形钢及其快速加热制备方法和应用 |
| CN115058650B (zh) * | 2022-06-21 | 2023-10-17 | 清华大学 | 高塑性热成形钢及其快速加热制备方法和应用 |
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