JP2004315840A - 被削性に優れた冷間工具鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】耐摩耗性を高く維持しつつ被削性，靭性に優れた冷間工具鋼を提供することを目的とする。
【解決手段】冷間工具鋼を重量％でＣ：１．０〜２．０％，Ｓｉ：≦２．０％，Ｍｎ：≦２．０％，Ｃｒ：２．０〜１０．０％，１／２Ｗ＋Ｍｏ：０．１〜４．０％，Ｓ：０．０１〜０．４％，残部不可避的不純物及びＦｅの組成を有するものとなし且つ１次炭化物の面積率を１〜８％，平均粒径を１０μｍ以下とする。また１次炭化物の面積率，平均粒径を制御するため、鋼を溶解及び鋳造後において、１１００℃〜１２５０℃，５〜５０時間の条件でソーキング処理を実施する。
【選択図】 なし
【解決手段】冷間工具鋼を重量％でＣ：１．０〜２．０％，Ｓｉ：≦２．０％，Ｍｎ：≦２．０％，Ｃｒ：２．０〜１０．０％，１／２Ｗ＋Ｍｏ：０．１〜４．０％，Ｓ：０．０１〜０．４％，残部不可避的不純物及びＦｅの組成を有するものとなし且つ１次炭化物の面積率を１〜８％，平均粒径を１０μｍ以下とする。また１次炭化物の面積率，平均粒径を制御するため、鋼を溶解及び鋳造後において、１１００℃〜１２５０℃，５〜５０時間の条件でソーキング処理を実施する。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明はプレス型，曲げ型，抜き型，絞り型，ダイ，パンチやプレート等の冷間金型やその一部の金型部品その他に用いて好適な冷間工具鋼、特に耐摩耗性を良好に維持しつつ被削性及び靭性を高めた冷間工具鋼とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
従来この種用途には、通常、炭化物を多く含み耐摩耗性に優れたＪＩＳ−ＳＫＤ１１等の高Ｃ−高Ｃｒ系の冷間工具鋼が使用されてきた。
しかしながらＳＫＤ１１では粗大な１次炭化物が多く含まれており、そのために被削性が悪く、金型加工に時間がかかるとともに、金型加工のための工具の消耗も多く、それらにより加工コストが増加してしまう問題点があった。
また靭性が低いため金型の欠けや割れが発生し易く、金型寿命が短いといった問題点があった。
【０００３】
本発明はこのような事情を背景とし、耐摩耗性を高く維持したまま被削性及び靭性の改善された冷間工具鋼及びその製造方法を提供することを目的としてなされたものである。
【０００４】
尚、本発明に近い公知技術として下記特許文献１に開示されたものがあるが、このものは断面組織中に占める面積２０μｍ２以上の炭化物の面積率と円相当径０．３μｍ以上の炭化物の個数を規定することにより被削性を良好とし、また熱処理変寸を小さくした工具鋼についてのもので、被削性や靭性のためにＣ含有量が０．５５〜０．７５％と低い点で本発明とは異なっている。
【０００５】
【特許文献１】
特開２００１−２９４９７４号公報
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために案出された本発明の被削性に優れた冷間工具鋼は、重量％で、Ｃ：１．０〜２．０％，Ｓｉ：≦２．０％，Ｍｎ：≦２．０％，Ｃｒ：２．０〜１０．０％，１／２Ｗ＋Ｍｏ：０．１〜４．０％，Ｓ：０．０１〜０．４％，残部不可避的不純物及びＦｅの組成を有し且つ１次炭化物の面積率が１〜８％，平均粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする（請求項１）。
【０００７】
請求項２のものは、請求項１において、前記合金成分に加え重量％で、Ｎｉ：≦３．０％を更に含有していることを特徴とする。
【０００８】
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、前記合金成分に加え重量％で、Ｖ：≦１．０％，Ｎｂ：≦１．０％，Ｔａ：≦１．０％，Ｔｉ：≦１．０％の何れか１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする。
【０００９】
請求項４のものは、請求項１〜３の何れかにおいて、前記合金成分に加え重量％で、Ｃａ：≦０．０１００％，Ｓｅ：≦０．０１００％，Ｔｅ：≦０．０１００％，Ｚｒ：≦０．０１００％，Ｍｇ：≦０．０１００％の１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする。
【００１０】
請求項５は冷間工具鋼の製造方法に関するもので、請求項１〜４の何れかに記載の組成を有する鋼を溶解及び鋳造後において、１１００℃〜１２５０℃，５〜５０時間の条件でソーキング処理することを特徴とする。
【００１１】
【作用及び発明の効果】
本発明者等は、冷間工具鋼において１次炭化物の面積率がほぼ同じ場合であっても、円相当の平均粒径を微細化することにより耐摩耗性を損なうことなく被削性，靭性を向上させ得ることを見出した。
本発明はこのような知見に基づいて案出されたものでＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，１／２Ｗ＋Ｍｏ，Ｓの添加量を上記の添加量とした上で、１次炭化物の面積率を１〜８％，平均粒径を１０μｍ以下に制御したものである。
【００１２】
本発明の冷間工具鋼にあっては、後の実施例で明らかにされるように耐摩耗性を高く維持しつつ被削性及び靭性を効果的に高め得ることが確認された。
かかる本発明の冷間工具鋼は耐摩耗性，靭性等の金型寿命に関する特性及び被削性に優れているため、この冷間工具鋼を用いて冷間金型等を製造した場合以下のような効果が得られる。
【００１３】
即ち耐摩耗性が要求されるような金型であっても被削性に優れていることから、金型の製造納期短縮とコスト低減を実現することができる。
また耐摩耗性と靭性がともに優れているため金型寿命を延長することができる。
【００１４】
本発明の冷間工具鋼は焼入れ・焼戻し後の５５ＨＲＣ以上の高硬度での被削性にも優れているため、仕上げ加工のための時間や加工コストの低減が可能となる。
更にプレハードン鋼即ち調質処理された上で出荷され、そして出荷先で機械加工を加えて金型等を製造するようになしたプレハードン鋼としても適用でき、金型等の製造納期やコストを大幅に短縮，低減することが可能となる。
【００１５】
本発明の冷間工具鋼を用いて金型や金型部品その他の工具を構成するに際し、表層に窒化処理，酸化処理，ＣＶＤ，ＰＶＤ等の表面硬化処理を施しておくことができる。
このようにすれば、本発明の冷間工具鋼にて構成した金型等工具の耐摩耗性を高めて、その寿命を効果的に延長することができる。
【００１６】
尚、本発明においては合金成分としてＮｉ：≦３．０％を更に含有させることができ（請求項２）、また更に他の合金成分としてＶ：≦１．０％，Ｎｂ：≦１．０％，Ｔａ：≦１．０％，Ｔｉ：≦１．０％の何れか１種又は２種以上を必要に応じて含有させることができる（請求項３）。
【００１７】
或いは更に以下の合金成分、即ちＣａ：≦０．０１００％，Ｓｅ：≦０．０１００％，Ｔｅ：≦０．０１００％，Ｚｒ：≦０．０１００％，Ｍｇ：≦０．０１００％の１種又は２種以上を含有させることができる（請求項４）。
【００１８】
次に請求項５は、請求項１〜４の何れかに記載の組成を有する鋼を溶解及び鋳造後において１１００℃〜１２５０℃（好ましくは１１３０〜１２３０℃），５〜５０時間の条件でソーキング処理するもので、このようなソーキング処理を施すことによって、鋼中の１次炭化物の面積率を１〜８％及び平均粒径１０μｍ以下に容易に制御することができる。
即ちこのような条件でソーキング処理をすることによって、凝固時に生じた５μｍ以上の粗大な１次炭化物の量（面積率）を一定範囲内に且つその粒径を小さく制御することができる。
【００１９】
次に本発明における各化学成分等の限定理由を以下に詳述する。
Ｃ：１．０〜２．０％
Ｃは硬さ，耐摩耗性を確保するために必要な元素である。冷間工具鋼として十分な硬さ，耐摩耗性を確保するためには１．０％以上の添加が必要である。
一方過度に添加した場合は、溶製時に生成する粗大な共晶炭化物や焼入時に固溶しない炭化物の増加により靭性や被削性が低下するため上限を２．０％に限定する。
【００２０】
Ｓｉ：≦２．０％（好ましくは０．２〜１．５％）
Ｓｉは脱酸元素として必要な元素である。またパーライト及びベイナイト焼入性の向上及び焼戻し硬さを増大させるために添加すべき元素である。
但し添加量が多い場合は靭性が低下することから２．０％以下とする。
【００２１】
Ｍｎ：≦２．０％（好ましくは０．２〜１．５％）
Ｍｎは脱酸元素として必要な成分であり、また焼入性及び硬さの確保のために必要な成分であるが、添加量が多い場合は加工性が低下することから２．０％以下とする。
【００２２】
Ｃｒ：２．０〜１０．０％（好ましくは５．０〜１０．０％）
Ｃｒは炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させるため、また焼入性確保のために２．０％以上の添加が必要である。
但し過度の添加は焼入性や被削性の低下を招くため１０．０％以下とする。
【００２３】
１／２Ｗ＋Ｍｏ：０．１〜４．０％
炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させるため、また焼入性確保のために必要である。このような効果を得るためには０．１％以上の添加が必要である。
一方過度の添加は靭性の低下を招くため、上限を４．０％とする。
尚ＭｏとＷは同等の効果をもたらし、ＷはＭｏの約２倍の原子量であることから、ここではＭｏ当量で規定している。添加方法は単独でも複合でも良い。
【００２４】
Ｓ：０．０１〜０．４％（好ましくは０．０１〜０．１５％）
Ｓは被削性を向上させるために必要な元素であり０．０１％以上の添加が必要である。
但し過度に添加すると靭性が低下するため上限を０．４％とする。
【００２５】
Ｎｉ：≦３．０％
Ｎｉは焼入性の向上，基地の強化に有効であり、必要に応じて添加することが可能である。
但し過度に添加すると加工性が低下するため上限を３．０％とする。
【００２６】
Ｖ：≦１．０％
Ｖは炭化物を形成し、基地の強化や耐摩耗性を向上させるのに有効であり添加が可能である。
但し過度に添加すると溶製時に生成する粗大な共晶炭化物や、焼入時に固溶せずに残留する炭化物が増加することによって、靭性の低下を招くため添加量を１．０％以下とする。
【００２７】
Ｎｂ：≦１．０％
Ｎｂは炭化物を形成して焼入時の結晶粒粗大化を防止する効果があり、必要に応じて添加することができる。
過度に添加すると粗大な炭化物が生成し靭性を低下させるため上限を１．０％とする。
【００２８】
Ｔａ：≦１．０％
Ｔａは炭化物を形成して焼入時の結晶粒粗大化を防止する効果があり、必要に応じて添加することができる。
過度に添加すると粗大な炭化物が生成し、靭性を低下させるため上限を１．０％とする。
【００２９】
Ｔｉ：≦１．０％
Ｔｉは炭化物を形成して焼入時の結晶粒粗大化を防止する効果があり、必要に応じて添加することができる。
過度に添加すると粗大な炭化物が生成し靭性を低下させるため上限を１．０％とする。
【００３０】
Ｃａ：≦０．０１００％
Ｃａは被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。
過度に添加すると靭性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００３１】
Ｓｅ：≦０．０１００％
Ｓｅは被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。
過度に添加すると靭性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００３２】
Ｔｅ：≦０．０１００％
Ｔｅは被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。
過度に添加すると靭性，熱間加工性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００３３】
Ｚｒ：≦０．０１００％
Ｚｒは被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。
過度に添加すると靭性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００３４】
Ｍｇ：≦０．０１００％
Ｍｇは溶製時に脱酸，脱硫元素として作用する。また高温での強度，延性向上にも効果がある。
必要に応じて添加することができるが、過度に添加すると熱間加工性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００３５】
１次炭化物の面積率：１〜８％
冷間工具鋼として十分な硬さ，耐摩耗性を確保するためには、面積率で１％以上の１次炭化物が必要である。
しかしながら１次炭化物が過度に存在する場合には靭性や被削性が低下するため上限を８％に限定する。
【００３６】
１次炭化物の平均粒径：１０μｍ以下
１０μｍを超える１次炭化物が存在する場合、切削時の工具刃先の摩耗が著しく大きくなり被削性を大きく低下させるため、平均粒径を１０μｍ以下とする。
【００３７】
【実施例】
次に本発明の実施例を以下に詳述する。
表１に示す各種化学組成の鋼を高周波誘導真空溶解炉で溶解し、２ｔ鋼塊に鋳造した。
その後１１００℃〜１２５０℃の範囲で１５時間のソーキングを実施した上で１００ｍｍ×１００ｍｍのサイズに鍛造し、続いて８７０℃×３時間加熱，徐冷の条件で焼鈍しを行い、以下の試験片即ちミクロ組織観察用試験片，被削性試験片（焼鈍し材用，焼入れ・焼戻し材用），シャルピー試験片，大越式摩耗試験片の各試験片をそれぞれ荒加工して得た。
【００３８】
その後９００〜１１００℃×３０分，油冷の条件で焼入れを行うとともに３００〜６００℃×１時間，空冷の条件で焼戻しを行った後、ミクロ組織観察用試験片，被削性試験片，シャルピー試験片，大越式摩耗試験片をそれぞれ精加工した。
尚被削性試験片，シャルピー試験片，大越式摩耗試験片は以下とした。
被削性試験片：５０ｍｍ×５０ｍｍ×２００ｍｍ
シャルピー試験片：１０Ｒノッチ
大越式摩耗試験片：１０ｍｍ×１７ｍｍ×３０ｍｍ
【００３９】
そしてこれらの試験片についてミクロ組織観察，被削性試験，シャルピー試験，大越式摩耗試験をそれぞれ以下の条件で実施した。
それらの結果が表２に示してある。
【００４０】
［ミクロ組織観察］
ナイタールで腐食した後、光学顕微鏡の４００倍で写真撮影した。
円相当径で５μｍ以上の大きさの炭化物を１次炭化物とみなし、画像解析により１次炭化物の面積率と平均粒径を算出した。
【００４１】
［被削性試験］
焼鈍し材と焼入れ・焼戻し材の被削性について、それぞれ超硬エンドミルで下記条件により切削試験を行い、逃げ面摩耗＝０．３ｍｍとなるまでの切削長で評価した。
【００４２】
［シャルピー試験］
焼入れ・焼戻し材について、鋼材の幅方向から試験片を採取し（Ｔ方向）、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に従ってシャルピー衝撃試験を行って靭性を評価した。
【００４３】
［大越式摩耗試験］
焼入れ・焼戻し材について大越式摩耗試験機を用いて下記条件により常温で試験を行い、比摩耗量で耐摩耗性を評価した。
＜試験条件＞
滑り速度：２．８５ｍ／ｓｅｃ
最終荷重：６．９５ｋｇｆ
滑り距離：４００ｍ
相手材料：ＳＣＭ４１５（２５ＨＲＣ）
【００４４】
【表１】
【００４５】
【表２】
【００４６】
表２の結果において、比較例１６ではＣ含有量が本発明の下限値である１．０％よりも低い０．８１％であり、１次炭化物面積率が０．３％と本発明の下限値である１％よりも低く、比摩耗量の値が大きくなっている（比摩耗量の値が大きいほど耐摩耗性は低い）。
【００４７】
比較例１７では、Ｃｒ含有量が１．３２％と本発明の下限値の２．０％よりも低く、１次炭化物面積率も０．８％で本発明の下限値である１％よりも低く、比摩耗量の値が大きくなっている。
【００４８】
比較例１８では、Ｓ含有量が０．４５３％で本発明の上限値である０．４％よりも高く（１次炭化物面積率も高い）、シャルピー衝撃値の値が悪い。即ち靭性が低いものとなっている。
【００４９】
比較例１９は、Ｃ含有量が２．２１％で本発明の上限値の２．０％よりも高く、１次炭化物面積率，平均粒径ともに９．４％，１３．７μｍとなっていて本発明の上限値である８％，１０μｍを超えており、被削性，靭性ともに低いものとなっている。
【００５０】
比較例２０では、１次炭化物面積率，平均粒径がそれぞれ１１．３％，１６．８μｍとなっていてともに本発明の上限値である８％，１０μｍを超えており、被削性，靭性ともに低いものとなっている。
【００５１】
比較例２１では、１次炭化物面積率については本発明の範囲内にあるものの、１次炭化物平均粒径が１５．２μｍで本発明の上限値の１０μｍを超えており、このため被削性，靭性ともに低いものとなっている。
【００５２】
比較例２２もまた１次炭化物平均粒径が１２．１μｍと大きく、被削性，靭性ともに低いものとなっている。
【００５３】
従来例２３はＪＩＳ−ＳＫＤ１１、従来例２４はＪＩＳ−ＳＫＳ３についてのものであり、この内従来例２３は耐摩耗性こそ良好であるものの被削性，靭性ともに低いものとなっている。
他方従来例２４では耐摩耗性が低い。
【００５４】
これに対し本実施例のものは比摩耗量、即ち耐摩耗性を高く維持しつつ被削性，靭性ともに良好なものとなっている。
【００５５】
以上本発明の実施例を詳述したがこれはあくまで一例示である。
例えば上記実施例においては鋼を溶解し鋼塊に鋳造した後においてソーキングを実施しているが、場合によって鋼塊を鋳造した後、荒鍛造を行った上でソーキングを実施することも可能であるし、或いは溶解後の焼鈍しを行った後においてソーキングを実施するといったことも可能であるなど、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【発明の属する技術分野】
この発明はプレス型，曲げ型，抜き型，絞り型，ダイ，パンチやプレート等の冷間金型やその一部の金型部品その他に用いて好適な冷間工具鋼、特に耐摩耗性を良好に維持しつつ被削性及び靭性を高めた冷間工具鋼とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
従来この種用途には、通常、炭化物を多く含み耐摩耗性に優れたＪＩＳ−ＳＫＤ１１等の高Ｃ−高Ｃｒ系の冷間工具鋼が使用されてきた。
しかしながらＳＫＤ１１では粗大な１次炭化物が多く含まれており、そのために被削性が悪く、金型加工に時間がかかるとともに、金型加工のための工具の消耗も多く、それらにより加工コストが増加してしまう問題点があった。
また靭性が低いため金型の欠けや割れが発生し易く、金型寿命が短いといった問題点があった。
【０００３】
本発明はこのような事情を背景とし、耐摩耗性を高く維持したまま被削性及び靭性の改善された冷間工具鋼及びその製造方法を提供することを目的としてなされたものである。
【０００４】
尚、本発明に近い公知技術として下記特許文献１に開示されたものがあるが、このものは断面組織中に占める面積２０μｍ２以上の炭化物の面積率と円相当径０．３μｍ以上の炭化物の個数を規定することにより被削性を良好とし、また熱処理変寸を小さくした工具鋼についてのもので、被削性や靭性のためにＣ含有量が０．５５〜０．７５％と低い点で本発明とは異なっている。
【０００５】
【特許文献１】
特開２００１−２９４９７４号公報
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために案出された本発明の被削性に優れた冷間工具鋼は、重量％で、Ｃ：１．０〜２．０％，Ｓｉ：≦２．０％，Ｍｎ：≦２．０％，Ｃｒ：２．０〜１０．０％，１／２Ｗ＋Ｍｏ：０．１〜４．０％，Ｓ：０．０１〜０．４％，残部不可避的不純物及びＦｅの組成を有し且つ１次炭化物の面積率が１〜８％，平均粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする（請求項１）。
【０００７】
請求項２のものは、請求項１において、前記合金成分に加え重量％で、Ｎｉ：≦３．０％を更に含有していることを特徴とする。
【０００８】
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、前記合金成分に加え重量％で、Ｖ：≦１．０％，Ｎｂ：≦１．０％，Ｔａ：≦１．０％，Ｔｉ：≦１．０％の何れか１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする。
【０００９】
請求項４のものは、請求項１〜３の何れかにおいて、前記合金成分に加え重量％で、Ｃａ：≦０．０１００％，Ｓｅ：≦０．０１００％，Ｔｅ：≦０．０１００％，Ｚｒ：≦０．０１００％，Ｍｇ：≦０．０１００％の１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする。
【００１０】
請求項５は冷間工具鋼の製造方法に関するもので、請求項１〜４の何れかに記載の組成を有する鋼を溶解及び鋳造後において、１１００℃〜１２５０℃，５〜５０時間の条件でソーキング処理することを特徴とする。
【００１１】
【作用及び発明の効果】
本発明者等は、冷間工具鋼において１次炭化物の面積率がほぼ同じ場合であっても、円相当の平均粒径を微細化することにより耐摩耗性を損なうことなく被削性，靭性を向上させ得ることを見出した。
本発明はこのような知見に基づいて案出されたものでＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，１／２Ｗ＋Ｍｏ，Ｓの添加量を上記の添加量とした上で、１次炭化物の面積率を１〜８％，平均粒径を１０μｍ以下に制御したものである。
【００１２】
本発明の冷間工具鋼にあっては、後の実施例で明らかにされるように耐摩耗性を高く維持しつつ被削性及び靭性を効果的に高め得ることが確認された。
かかる本発明の冷間工具鋼は耐摩耗性，靭性等の金型寿命に関する特性及び被削性に優れているため、この冷間工具鋼を用いて冷間金型等を製造した場合以下のような効果が得られる。
【００１３】
即ち耐摩耗性が要求されるような金型であっても被削性に優れていることから、金型の製造納期短縮とコスト低減を実現することができる。
また耐摩耗性と靭性がともに優れているため金型寿命を延長することができる。
【００１４】
本発明の冷間工具鋼は焼入れ・焼戻し後の５５ＨＲＣ以上の高硬度での被削性にも優れているため、仕上げ加工のための時間や加工コストの低減が可能となる。
更にプレハードン鋼即ち調質処理された上で出荷され、そして出荷先で機械加工を加えて金型等を製造するようになしたプレハードン鋼としても適用でき、金型等の製造納期やコストを大幅に短縮，低減することが可能となる。
【００１５】
本発明の冷間工具鋼を用いて金型や金型部品その他の工具を構成するに際し、表層に窒化処理，酸化処理，ＣＶＤ，ＰＶＤ等の表面硬化処理を施しておくことができる。
このようにすれば、本発明の冷間工具鋼にて構成した金型等工具の耐摩耗性を高めて、その寿命を効果的に延長することができる。
【００１６】
尚、本発明においては合金成分としてＮｉ：≦３．０％を更に含有させることができ（請求項２）、また更に他の合金成分としてＶ：≦１．０％，Ｎｂ：≦１．０％，Ｔａ：≦１．０％，Ｔｉ：≦１．０％の何れか１種又は２種以上を必要に応じて含有させることができる（請求項３）。
【００１７】
或いは更に以下の合金成分、即ちＣａ：≦０．０１００％，Ｓｅ：≦０．０１００％，Ｔｅ：≦０．０１００％，Ｚｒ：≦０．０１００％，Ｍｇ：≦０．０１００％の１種又は２種以上を含有させることができる（請求項４）。
【００１８】
次に請求項５は、請求項１〜４の何れかに記載の組成を有する鋼を溶解及び鋳造後において１１００℃〜１２５０℃（好ましくは１１３０〜１２３０℃），５〜５０時間の条件でソーキング処理するもので、このようなソーキング処理を施すことによって、鋼中の１次炭化物の面積率を１〜８％及び平均粒径１０μｍ以下に容易に制御することができる。
即ちこのような条件でソーキング処理をすることによって、凝固時に生じた５μｍ以上の粗大な１次炭化物の量（面積率）を一定範囲内に且つその粒径を小さく制御することができる。
【００１９】
次に本発明における各化学成分等の限定理由を以下に詳述する。
Ｃ：１．０〜２．０％
Ｃは硬さ，耐摩耗性を確保するために必要な元素である。冷間工具鋼として十分な硬さ，耐摩耗性を確保するためには１．０％以上の添加が必要である。
一方過度に添加した場合は、溶製時に生成する粗大な共晶炭化物や焼入時に固溶しない炭化物の増加により靭性や被削性が低下するため上限を２．０％に限定する。
【００２０】
Ｓｉ：≦２．０％（好ましくは０．２〜１．５％）
Ｓｉは脱酸元素として必要な元素である。またパーライト及びベイナイト焼入性の向上及び焼戻し硬さを増大させるために添加すべき元素である。
但し添加量が多い場合は靭性が低下することから２．０％以下とする。
【００２１】
Ｍｎ：≦２．０％（好ましくは０．２〜１．５％）
Ｍｎは脱酸元素として必要な成分であり、また焼入性及び硬さの確保のために必要な成分であるが、添加量が多い場合は加工性が低下することから２．０％以下とする。
【００２２】
Ｃｒ：２．０〜１０．０％（好ましくは５．０〜１０．０％）
Ｃｒは炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させるため、また焼入性確保のために２．０％以上の添加が必要である。
但し過度の添加は焼入性や被削性の低下を招くため１０．０％以下とする。
【００２３】
１／２Ｗ＋Ｍｏ：０．１〜４．０％
炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させるため、また焼入性確保のために必要である。このような効果を得るためには０．１％以上の添加が必要である。
一方過度の添加は靭性の低下を招くため、上限を４．０％とする。
尚ＭｏとＷは同等の効果をもたらし、ＷはＭｏの約２倍の原子量であることから、ここではＭｏ当量で規定している。添加方法は単独でも複合でも良い。
【００２４】
Ｓ：０．０１〜０．４％（好ましくは０．０１〜０．１５％）
Ｓは被削性を向上させるために必要な元素であり０．０１％以上の添加が必要である。
但し過度に添加すると靭性が低下するため上限を０．４％とする。
【００２５】
Ｎｉ：≦３．０％
Ｎｉは焼入性の向上，基地の強化に有効であり、必要に応じて添加することが可能である。
但し過度に添加すると加工性が低下するため上限を３．０％とする。
【００２６】
Ｖ：≦１．０％
Ｖは炭化物を形成し、基地の強化や耐摩耗性を向上させるのに有効であり添加が可能である。
但し過度に添加すると溶製時に生成する粗大な共晶炭化物や、焼入時に固溶せずに残留する炭化物が増加することによって、靭性の低下を招くため添加量を１．０％以下とする。
【００２７】
Ｎｂ：≦１．０％
Ｎｂは炭化物を形成して焼入時の結晶粒粗大化を防止する効果があり、必要に応じて添加することができる。
過度に添加すると粗大な炭化物が生成し靭性を低下させるため上限を１．０％とする。
【００２８】
Ｔａ：≦１．０％
Ｔａは炭化物を形成して焼入時の結晶粒粗大化を防止する効果があり、必要に応じて添加することができる。
過度に添加すると粗大な炭化物が生成し、靭性を低下させるため上限を１．０％とする。
【００２９】
Ｔｉ：≦１．０％
Ｔｉは炭化物を形成して焼入時の結晶粒粗大化を防止する効果があり、必要に応じて添加することができる。
過度に添加すると粗大な炭化物が生成し靭性を低下させるため上限を１．０％とする。
【００３０】
Ｃａ：≦０．０１００％
Ｃａは被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。
過度に添加すると靭性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００３１】
Ｓｅ：≦０．０１００％
Ｓｅは被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。
過度に添加すると靭性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００３２】
Ｔｅ：≦０．０１００％
Ｔｅは被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。
過度に添加すると靭性，熱間加工性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００３３】
Ｚｒ：≦０．０１００％
Ｚｒは被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。
過度に添加すると靭性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００３４】
Ｍｇ：≦０．０１００％
Ｍｇは溶製時に脱酸，脱硫元素として作用する。また高温での強度，延性向上にも効果がある。
必要に応じて添加することができるが、過度に添加すると熱間加工性が低下するため上限を０．０１００％とする。
【００３５】
１次炭化物の面積率：１〜８％
冷間工具鋼として十分な硬さ，耐摩耗性を確保するためには、面積率で１％以上の１次炭化物が必要である。
しかしながら１次炭化物が過度に存在する場合には靭性や被削性が低下するため上限を８％に限定する。
【００３６】
１次炭化物の平均粒径：１０μｍ以下
１０μｍを超える１次炭化物が存在する場合、切削時の工具刃先の摩耗が著しく大きくなり被削性を大きく低下させるため、平均粒径を１０μｍ以下とする。
【００３７】
【実施例】
次に本発明の実施例を以下に詳述する。
表１に示す各種化学組成の鋼を高周波誘導真空溶解炉で溶解し、２ｔ鋼塊に鋳造した。
その後１１００℃〜１２５０℃の範囲で１５時間のソーキングを実施した上で１００ｍｍ×１００ｍｍのサイズに鍛造し、続いて８７０℃×３時間加熱，徐冷の条件で焼鈍しを行い、以下の試験片即ちミクロ組織観察用試験片，被削性試験片（焼鈍し材用，焼入れ・焼戻し材用），シャルピー試験片，大越式摩耗試験片の各試験片をそれぞれ荒加工して得た。
【００３８】
その後９００〜１１００℃×３０分，油冷の条件で焼入れを行うとともに３００〜６００℃×１時間，空冷の条件で焼戻しを行った後、ミクロ組織観察用試験片，被削性試験片，シャルピー試験片，大越式摩耗試験片をそれぞれ精加工した。
尚被削性試験片，シャルピー試験片，大越式摩耗試験片は以下とした。
被削性試験片：５０ｍｍ×５０ｍｍ×２００ｍｍ
シャルピー試験片：１０Ｒノッチ
大越式摩耗試験片：１０ｍｍ×１７ｍｍ×３０ｍｍ
【００３９】
そしてこれらの試験片についてミクロ組織観察，被削性試験，シャルピー試験，大越式摩耗試験をそれぞれ以下の条件で実施した。
それらの結果が表２に示してある。
【００４０】
［ミクロ組織観察］
ナイタールで腐食した後、光学顕微鏡の４００倍で写真撮影した。
円相当径で５μｍ以上の大きさの炭化物を１次炭化物とみなし、画像解析により１次炭化物の面積率と平均粒径を算出した。
【００４１】
［被削性試験］
焼鈍し材と焼入れ・焼戻し材の被削性について、それぞれ超硬エンドミルで下記条件により切削試験を行い、逃げ面摩耗＝０．３ｍｍとなるまでの切削長で評価した。
［シャルピー試験］
焼入れ・焼戻し材について、鋼材の幅方向から試験片を採取し（Ｔ方向）、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に従ってシャルピー衝撃試験を行って靭性を評価した。
【００４３】
［大越式摩耗試験］
焼入れ・焼戻し材について大越式摩耗試験機を用いて下記条件により常温で試験を行い、比摩耗量で耐摩耗性を評価した。
＜試験条件＞
滑り速度：２．８５ｍ／ｓｅｃ
最終荷重：６．９５ｋｇｆ
滑り距離：４００ｍ
相手材料：ＳＣＭ４１５（２５ＨＲＣ）
【００４４】
【表１】
【表２】
表２の結果において、比較例１６ではＣ含有量が本発明の下限値である１．０％よりも低い０．８１％であり、１次炭化物面積率が０．３％と本発明の下限値である１％よりも低く、比摩耗量の値が大きくなっている（比摩耗量の値が大きいほど耐摩耗性は低い）。
【００４７】
比較例１７では、Ｃｒ含有量が１．３２％と本発明の下限値の２．０％よりも低く、１次炭化物面積率も０．８％で本発明の下限値である１％よりも低く、比摩耗量の値が大きくなっている。
【００４８】
比較例１８では、Ｓ含有量が０．４５３％で本発明の上限値である０．４％よりも高く（１次炭化物面積率も高い）、シャルピー衝撃値の値が悪い。即ち靭性が低いものとなっている。
【００４９】
比較例１９は、Ｃ含有量が２．２１％で本発明の上限値の２．０％よりも高く、１次炭化物面積率，平均粒径ともに９．４％，１３．７μｍとなっていて本発明の上限値である８％，１０μｍを超えており、被削性，靭性ともに低いものとなっている。
【００５０】
比較例２０では、１次炭化物面積率，平均粒径がそれぞれ１１．３％，１６．８μｍとなっていてともに本発明の上限値である８％，１０μｍを超えており、被削性，靭性ともに低いものとなっている。
【００５１】
比較例２１では、１次炭化物面積率については本発明の範囲内にあるものの、１次炭化物平均粒径が１５．２μｍで本発明の上限値の１０μｍを超えており、このため被削性，靭性ともに低いものとなっている。
【００５２】
比較例２２もまた１次炭化物平均粒径が１２．１μｍと大きく、被削性，靭性ともに低いものとなっている。
【００５３】
従来例２３はＪＩＳ−ＳＫＤ１１、従来例２４はＪＩＳ−ＳＫＳ３についてのものであり、この内従来例２３は耐摩耗性こそ良好であるものの被削性，靭性ともに低いものとなっている。
他方従来例２４では耐摩耗性が低い。
【００５４】
これに対し本実施例のものは比摩耗量、即ち耐摩耗性を高く維持しつつ被削性，靭性ともに良好なものとなっている。
【００５５】
以上本発明の実施例を詳述したがこれはあくまで一例示である。
例えば上記実施例においては鋼を溶解し鋼塊に鋳造した後においてソーキングを実施しているが、場合によって鋼塊を鋳造した後、荒鍛造を行った上でソーキングを実施することも可能であるし、或いは溶解後の焼鈍しを行った後においてソーキングを実施するといったことも可能であるなど、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
Claims (5)
- 重量％で
Ｃ ：１．０〜２．０％
Ｓｉ：≦２．０％
Ｍｎ：≦２．０％
Ｃｒ：２．０〜１０．０％
１／２Ｗ＋Ｍｏ：０．１〜４．０％
Ｓ ：０．０１〜０．４％
残部不可避的不純物及びＦｅの組成を有し且つ１次炭化物の面積率が１〜８％，平均粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする被削性に優れた冷間工具鋼。 - 請求項１において、前記合金成分に加え重量％で
Ｎｉ：≦３．０％
を更に含有していることを特徴とする被削性に優れた冷間工具鋼。 - 請求項１，２の何れかにおいて、前記合金成分に加え重量％で
Ｖ ：≦１．０％
Ｎｂ：≦１．０％
Ｔａ：≦１．０％
Ｔｉ：≦１．０％
の何れか１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする被削性に優れた冷間工具鋼。 - 請求項１〜３の何れかにおいて、前記合金成分に加え重量％で
Ｃａ：≦０．０１００％
Ｓｅ：≦０．０１００％
Ｔｅ：≦０．０１００％
Ｚｒ：≦０．０１００％
Ｍｇ：≦０．０１００％
の１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする被削性に優れた冷間工具鋼。 - 請求項１〜４の何れかに記載の組成を有する鋼を溶解及び鋳造後において、１１００℃〜１２５０℃，５〜５０時間の条件でソーキング処理することを特徴とする被削性に優れた冷間工具鋼の製造方法。
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| JP2003107346A JP2004315840A (ja) | 2003-04-11 | 2003-04-11 | 被削性に優れた冷間工具鋼及びその製造方法 |
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2003
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