JP2007009251A - 窒化処理に適したマトリックスハイス鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】 本発明は、窒化処理により表面硬化させて使用する金型で、従来よりも硬化層（窒化層）の耐割れ感受性が低く、き裂進展速度が遅くなるように母材側の合金成分を最適化した窒化処理に適したマトリックスハイス鋼を提供する。
【解決手段】 Ｃ：０．４〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：３．３〜５．０％、Ｍｏ：３．０〜４．６％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０３０％以下、Ｏ：０．００３０％以下、Ｓｉ／Ｍｏ：０．００５〜０．１００、Ｖ／Ｍｏ：０．０５〜１．００、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１０８０℃以上で焼入れ、５００℃以上で焼戻し後、４００〜６００℃で窒化した時の母材硬さが５５ＨＲＣ以上、かつ結晶粒度番号３以上であることを特徴とする窒化処理に適したマトリックスハイス鋼。
【選択図】 なし
【解決手段】 Ｃ：０．４〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：３．３〜５．０％、Ｍｏ：３．０〜４．６％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０３０％以下、Ｏ：０．００３０％以下、Ｓｉ／Ｍｏ：０．００５〜０．１００、Ｖ／Ｍｏ：０．０５〜１．００、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１０８０℃以上で焼入れ、５００℃以上で焼戻し後、４００〜６００℃で窒化した時の母材硬さが５５ＨＲＣ以上、かつ結晶粒度番号３以上であることを特徴とする窒化処理に適したマトリックスハイス鋼。
【選択図】 なし
Description
本発明は、窒化処理により表面硬化させて使用する金型で、従来よりも硬化層（窒化層）の耐割れ感受性が低く、き裂進展速度が遅くなるように母材側の合金成分を最適化した窒化処理に適したマトリックスハイス鋼に関するものである。
従来、マトリックス鋼は高速工具鋼に含まれる高価な合金元素を減らし、強靱性を兼ね備えた材料として幅広い温度域の成形加工に用いられており、従来の熱間工具鋼よりも金型の高寿命化が可能である。しかし、窒化した場合、高寿命が得られる反面、突発的な早期割れ対策が重要な課題となっている。窒化後使用する金型では、母材が５５ＨＲＣ以上の硬度と靱性を兼ね備え、かつ窒化層も十分な靱性を有することが必要である。
そこで、高速度工具鋼に含まれる高価な合金元素を減らし、靱性を向上させるマトリックスハイス鋼がいくつか提案されている。例えば特開昭６０−１９０５５０号公報（特許文献１）に開示されているように、Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ−Ｎｂを基本成分とし、５９〜６１ＨＲＣで高靱性が得られることが特徴である。また、特開平２−８３４７号公報（特許文献２）に開示されているように、Ｃｏを必須元素として、Ｍｏを重要な元素とし、Ｍｏ当量としてＷによる代替も可能としている。さらに、特開２００４−２８５４４４号公報（特許文献３）に開示されているように、特性のバラツキが小さく、高靱性が得られるマトリックスハイス鋼として成分および炭化物が規制されている。
しかしながら、上述した特許文献１については、窒化を施す場合については何ら配慮されていない。窒化層の特性向上を図るには、金型に成形加工後、窒化が金型表面に付加されることを考慮した母材の成分設計が必要である。また、特許文献２についても、特許文献１と同様に、窒化を施す場合については何ら配慮されていない。さらに、特許文献３についても、特許文献１および特許文献２と同様に、窒化を施す場合については何ら配慮されていない。窒化層の特性向上には、窒素の添加により生成する窒化物を制御する必要がある。
金型の多くの場合、表面処理が施されて使用される。特に温間、熱間金型では窒化処理後に使用される場合が大半であり、表面層は耐高温軟化、耐摩耗性の観点から硬化させ、母材は強靱性を備えていることが必要である。特にマトリックスハイス鋼は、冷間、温間および熱間の幅広い温度域の成形加工に用いられ、高硬度かつ靱性を兼ね備えた金型材として最近多く用いられるようになっており、靱性改善を図ったマトリックスハイス鋼もまた多く提案されている。
しかし、金型では被加工材と接触する金型表面の特性が重要であるにも拘わらず、硬化層（窒化層）の特性については何ら配慮されておらず、高寿命が得られる反面、早期割れによる低寿命対策が重要な課題になっている。そのため、窒化層の損傷を起因とした早期割れを解決する手段の一つとして、窒化処理により局所的に窒化が付加されることを前提とした母材の合金設計が必要になっている。
上述したような問題を解消するために、発明者らは鋭意開発を進めた結果、窒化層の靱性低下の原因となる窒化物（Ｆｅ2`3 Ｎ，Ｆｅ4 Ｎ，ＣｒＮなど）の過剰析出、Ｎの拡散によって押し込まれたＣ濃縮相（Ｃ量が局所的に多くなった脆化相）の形成を抑制するため、抑制に効果のあるＭｏ−Ｎ原子対（形態は不明、化合物ではなくＭｏの周辺にＮが偏析した状態になっていると推察される）が生成し易い成分バランスを見出した。かつ結晶粒度、硬化深さの面から、Ｃ濃縮相に起因した窒化層の靱性低下の軽減を図った窒化処理に適したマトリックスハイス鋼を提供する。
その発明の要旨とするところは、
（１）質量％で、Ｃ：０．４〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：３．３〜５．０％、Ｍｏ：３．０〜４．６％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０３０％以下、Ｏ：０．００３０％以下、Ｓｉ／Ｍｏ：０．００５〜０．１００、Ｖ／Ｍｏ：０．０５〜１．００、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１０８０℃以上で焼入れ、５００℃以上で焼戻し後、４００〜６００℃で窒化した時の母材硬さが５５ＨＲＣ以上、かつ結晶粒度番号３以上であることを特徴とする窒化処理に適したマトリックスハイス鋼。
（１）質量％で、Ｃ：０．４〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：３．３〜５．０％、Ｍｏ：３．０〜４．６％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０３０％以下、Ｏ：０．００３０％以下、Ｓｉ／Ｍｏ：０．００５〜０．１００、Ｖ／Ｍｏ：０．０５〜１．００、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１０８０℃以上で焼入れ、５００℃以上で焼戻し後、４００〜６００℃で窒化した時の母材硬さが５５ＨＲＣ以上、かつ結晶粒度番号３以上であることを特徴とする窒化処理に適したマトリックスハイス鋼。
（２）前記（１）に記載の鋼において、窒化層におけるＣ濃縮相のＣ濃度（Ｃ1 ％）と母材のＣ濃度（Ｃ0 ％）の比（Ｃ1 ／Ｃ0 ）が１．４以下であることを特徴とする窒化処理に適したマトリックスハイス鋼。
（３）前記（１）または（２）に記載の鋼に加えて、質量％で、Ｎｂ：０．１〜０．５％、Ｃｏ：０．５〜２．０％、のいずれか１種または２種からなることを特徴とする窒化処理に適したマトリックスハイス鋼。
（４）前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼において、窒化層による硬化深さが５０〜４００μｍであることを特徴とする窒化処理に適したマトリックスハイス鋼にある。
（３）前記（１）または（２）に記載の鋼に加えて、質量％で、Ｎｂ：０．１〜０．５％、Ｃｏ：０．５〜２．０％、のいずれか１種または２種からなることを特徴とする窒化処理に適したマトリックスハイス鋼。
（４）前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼において、窒化層による硬化深さが５０〜４００μｍであることを特徴とする窒化処理に適したマトリックスハイス鋼にある。
以上述べたように、本発明により、金型の突発的な早期割れが著しく減少し、安定した金型寿命が得られることにより生産性向上、トータルコスト低減を図ることが出来る極めて優れた効果を奏するものである。
以下、本発明に係る成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：０．４〜０．７％
Ｃは、母材硬さを得るために必要な元素であるが、０．４％未満ではその効果が十分に得られず、０．７％を超えると、窒化時にＣ濃縮相を形成し、窒化層の靱性低下を引き起こすために、その上限を０．７％とした。好ましくは、０．５〜０．６％とする。
Ｃ：０．４〜０．７％
Ｃは、母材硬さを得るために必要な元素であるが、０．４％未満ではその効果が十分に得られず、０．７％を超えると、窒化時にＣ濃縮相を形成し、窒化層の靱性低下を引き起こすために、その上限を０．７％とした。好ましくは、０．５〜０．６％とする。
Ｍｎ：０．１〜０．６％
Ｍｎは、母材の焼入れ性を得るために必要な元素である。しかし、０．１％未満ではその効果が十分に得られず、０．６％を超えると焼鈍硬さが高くなり、切削加工性が悪くなることから、その上限を０．６％とした。
Ｃｒ：３．３〜５．０％
Ｃｒは、母材の焼入れ性を得るために必要な元素である。しかし、３．３％未満ではその効果が十分に得られず、５．０％を超えると窒化時にＣｒＮを過剰に形成し、窒化層の靱性低下を引き起こすために、その上限を５．０％とした。好ましくは、３．８〜４．５％とする。
Ｍｎは、母材の焼入れ性を得るために必要な元素である。しかし、０．１％未満ではその効果が十分に得られず、０．６％を超えると焼鈍硬さが高くなり、切削加工性が悪くなることから、その上限を０．６％とした。
Ｃｒ：３．３〜５．０％
Ｃｒは、母材の焼入れ性を得るために必要な元素である。しかし、３．３％未満ではその効果が十分に得られず、５．０％を超えると窒化時にＣｒＮを過剰に形成し、窒化層の靱性低下を引き起こすために、その上限を５．０％とした。好ましくは、３．８〜４．５％とする。
Ｍｏ：３．０〜４．６％
Ｍｏは、窒化時にＭｏ−Ｎ原子対を形成し、硬化層の耐割れ感受性およびき裂進展速度を高める化合物（Ｆｅ2`3 Ｎ，Ｆｅ4 Ｎ，ＣｒＮ）、Ｃ濃縮相の生成を極力抑える役目をする元素である。しかし、３．０％未満ではその効果が十分に得られず、４．６％を超えると製造上の熱間加工性を著しく低下させる。従って、その範囲を３．０〜４．６％とした。好ましくは、３．５〜４．２％とする。
Ｍｏは、窒化時にＭｏ−Ｎ原子対を形成し、硬化層の耐割れ感受性およびき裂進展速度を高める化合物（Ｆｅ2`3 Ｎ，Ｆｅ4 Ｎ，ＣｒＮ）、Ｃ濃縮相の生成を極力抑える役目をする元素である。しかし、３．０％未満ではその効果が十分に得られず、４．６％を超えると製造上の熱間加工性を著しく低下させる。従って、その範囲を３．０〜４．６％とした。好ましくは、３．５〜４．２％とする。
Ｓｉ／Ｍｏ：０．００５〜０．１００
Ｓｉ／Ｍｏは、窒化時にＮの拡散、Ｍｏ−Ｎ原子対形成を促進する働きをする。しかし、０．００５未満ではその効果が十分に得られず、０．１００を超えると窒化時にＣ濃縮相が形成され易くなることから、その範囲を０．００５〜０．１００とした。好ましくは、０．０１０〜０．０５０とする。
Ｓｉ／Ｍｏは、窒化時にＮの拡散、Ｍｏ−Ｎ原子対形成を促進する働きをする。しかし、０．００５未満ではその効果が十分に得られず、０．１００を超えると窒化時にＣ濃縮相が形成され易くなることから、その範囲を０．００５〜０．１００とした。好ましくは、０．０１０〜０．０５０とする。
Ｖ／Ｍｏ：０．０５〜１．００
Ｖ／Ｍｏは、窒化時に微細なＶＮを形成し、窒化層の硬さを得るため必要である。しかし、０．０５未満ではその効果が十分に得られず、１．００を超えると窒化時にＶＮを過剰に形成し、窒化層の靱性を低下を引き起こす。従って、その範囲を０．０５〜１．００とする。好ましくは、０．１０〜０．５０とする。
Ｖ／Ｍｏは、窒化時に微細なＶＮを形成し、窒化層の硬さを得るため必要である。しかし、０．０５未満ではその効果が十分に得られず、１．００を超えると窒化時にＶＮを過剰に形成し、窒化層の靱性を低下を引き起こす。従って、その範囲を０．０５〜１．００とする。好ましくは、０．１０〜０．５０とする。
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは、製造時に脱酸剤として使用する。また、ＡｌＮを生成し、ＭｏがＭｏ窒化物として消費されることを抑制する。しかし、０．０１％未満ではその効果が十分に得られず、０．１０％を超えると粗大なＡｌ酸化物を生成し、靱性を低下させる。従って、その範囲を０．０１〜０．１０％とする。
Ａｌは、製造時に脱酸剤として使用する。また、ＡｌＮを生成し、ＭｏがＭｏ窒化物として消費されることを抑制する。しかし、０．０１％未満ではその効果が十分に得られず、０．１０％を超えると粗大なＡｌ酸化物を生成し、靱性を低下させる。従って、その範囲を０．０１〜０．１０％とする。
Ｎ：０．０３０％以下
Ｎは、製造時に不可避的に固溶し、本発明で最も重要な元素である鋼中のＭｏがＭｏ窒化物として消費されることから、その生成を抑制する働きをする元素である。その上限として、０．０３０％を設けた。好ましくは、０．０２５％以下とする。
Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは、Ａｌ、Ｓｉなどが酸化物として消費させることを抑制する。従って、その上限を０．００３０％とした。好ましくは、０．００２５％以下とする。
Ｎは、製造時に不可避的に固溶し、本発明で最も重要な元素である鋼中のＭｏがＭｏ窒化物として消費されることから、その生成を抑制する働きをする元素である。その上限として、０．０３０％を設けた。好ましくは、０．０２５％以下とする。
Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは、Ａｌ、Ｓｉなどが酸化物として消費させることを抑制する。従って、その上限を０．００３０％とした。好ましくは、０．００２５％以下とする。
Ｎｂ：０．１〜０．５％
Ｎｂは、窒化層の硬さに寄与する元素である。しかし、０．１％未満ではその効果が十分に得られず、また、０．５％を超えると窒化層の靱性を低下させる。従って、その範囲を０．１〜０．５％とする。
Ｃｏ：０．５〜２．０％
Ｃｏは、窒化層の靱性向上に寄与する元素である。しかし、０．５％未満ではその効果が十分に得られず、また、２．０％を超えるとその効果が飽和することから、その範囲を０．５〜２．０％とする。
Ｎｂは、窒化層の硬さに寄与する元素である。しかし、０．１％未満ではその効果が十分に得られず、また、０．５％を超えると窒化層の靱性を低下させる。従って、その範囲を０．１〜０．５％とする。
Ｃｏ：０．５〜２．０％
Ｃｏは、窒化層の靱性向上に寄与する元素である。しかし、０．５％未満ではその効果が十分に得られず、また、２．０％を超えるとその効果が飽和することから、その範囲を０．５〜２．０％とする。
１０８０℃以上で焼入れ、５００℃以上で焼戻し後、４００〜６００℃で窒化した時の母材硬さが５５ＨＲＣ以上、かつ結晶粒度番号３以上としたのは、母材強度を得るために必要な条件である。また、結晶粒度番号３以上としたのは、窒化時に母材粒界へＣ濃縮相が局所的に生成し、割れの起点となることを防ぐためである。
窒化層におけるＣ濃縮相のＣ濃度（Ｃ1 ％）と母材のＣ濃度（Ｃ0 ％）の比（Ｃ1 ／Ｃ0 ）が１．４以下としたのは、窒化層の靱性低下を防ぐためである。なお、望ましくは１．２以下とした。
窒化層におけるＣ濃縮相のＣ濃度（Ｃ1 ％）と母材のＣ濃度（Ｃ0 ％）の比（Ｃ1 ／Ｃ0 ）が１．４以下としたのは、窒化層の靱性低下を防ぐためである。なお、望ましくは１．２以下とした。
窒化層による硬化深さが５０〜４００μｍとした理由は、Ｎの侵入により表面近傍のＣは内部へ拡散し脆性のＣ濃縮相が生成する。このＣ濃縮相の位置は硬化深さとほぼ一致し、浅過ぎると割れの原因となることから、５０μｍ以上とした。しかし、４００μｍを超える窒化をすると、表面近傍のＮ量が過剰となり、Ｎによって押し込まれたＣが粒界にＣ濃縮相として生成し、き裂伝播を容易とすることから、その上限を４００μｍとした。好ましくは、８０〜２５０μｍとする。
以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。
表１に示す合金成分組成の本発明鋼および比較鋼とを１００ｋｇ真空溶解炉で溶解し、インゴットに鋳造し、１２００℃に加熱後φ６０ｍｍに鍛伸した材料を試験片とした。その試験片を表１に示す焼入れ温度、焼戻し温度、窒化処理温度にて処理した結果を表２に示す。表２に示す耐割れ性評価としては、厚さ７ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ５５ｍｍの抗折試験片を作製し、２０００Ｎ負荷した時の窒化相の割れ発生状況で評価した。また、耐熱衝撃評価としては、一辺が２０ｍｍの立方体の抗折試験片を作製し、７００℃加熱し、水冷した時の窒化層の割れ発生状況で評価した。その他、硬さ（ＨＲＣ）、結晶粒度、窒化深さ（μｍ）および窒化表面硬さ（ＨＶ）を示す。
表１に示す合金成分組成の本発明鋼および比較鋼とを１００ｋｇ真空溶解炉で溶解し、インゴットに鋳造し、１２００℃に加熱後φ６０ｍｍに鍛伸した材料を試験片とした。その試験片を表１に示す焼入れ温度、焼戻し温度、窒化処理温度にて処理した結果を表２に示す。表２に示す耐割れ性評価としては、厚さ７ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ５５ｍｍの抗折試験片を作製し、２０００Ｎ負荷した時の窒化相の割れ発生状況で評価した。また、耐熱衝撃評価としては、一辺が２０ｍｍの立方体の抗折試験片を作製し、７００℃加熱し、水冷した時の窒化層の割れ発生状況で評価した。その他、硬さ（ＨＲＣ）、結晶粒度、窒化深さ（μｍ）および窒化表面硬さ（ＨＶ）を示す。
表２に示すように、Ｎｏ．１〜１２は本発明例であり、Ｎｏ．１３〜２２は比較例である。比較例Ｎｏ．１３はＡｌ含有量が少なく、Ｏ含有量が多く、かつ焼入温度が低いために、硬さ（ＨＲＣ）が低く、抗折試験での折損があり、また、熱衝撃試験での大割れが発生した。比較例Ｎｏ．１４はＡｌ含有量が少なく、焼戻温度が低いために、抗折試験での折損があり、また、熱衝撃試験での大割れが発生した。比較例Ｎｏ．１５はＭｏ含有量が少なく、Ｎ含有量が高いために、抗折試験での割れ平均深さが深く、かつ割れ本数が多く、また、熱衝撃試験での割れ平均深さが深く、かつ割れ本数が多く発生した。
比較例Ｎｏ．１６は窒化温度が低いために、窒化深さが浅く、抗折試験での折損があり、また、熱衝撃試験での割れ平均深さが深い。比較例Ｎｏ．１７はＮ含有量が高いために、結晶粒度番号が小さく、抗折試験での折損があり、また、熱衝撃試験での大割れが発生した。比較例Ｎｏ．１８はＡｌ含有量が高いために、結晶粒度番号が小さく、抗折試験での折損があり、また、熱衝撃試験での大割れが発生した。比較例Ｎｏ．１９はＯおよびＮ含有量が高く、かつ窒化温度が高いために、窒化深さが深く、抗折試験での折損があり、また、熱衝撃試験での大割れが発生した。
比較例Ｎｏ．２０はＡｌ含有量が低く、Ｓｉ／Ｍｎ比が高いために、抗折試験での割れ平均深さが深く、かつ割れ本数が多く、また、熱衝撃試験での割れ平均深さが深い。比較例Ｎｏ．２１はＶ／Ｍｏ比が大きいために、抗折試験での割れ平均深さが深く、また、熱衝撃試験での割れ平均深さが深く、かつ割れ本数が多く発生した。比較例Ｎｏ．２２はＡｌ含有量が多く、かつＳｉ／Ｍｎ比が低く、Ｖ／Ｍｏ比が低いために、抗折試験での割れ本数が多く、また、熱衝撃試験での割れ本数が多く発生した。
これに対し、本発明例であるＮｏ．１〜１２のいずれの特性も比較例に比べて優れていることが分かる。
これに対し、本発明例であるＮｏ．１〜１２のいずれの特性も比較例に比べて優れていることが分かる。
このように、窒化による硬化層において、Ｍｏ−Ｎ原子対を多く生成させることにより、硬化層の耐割れ感受性およびき裂進展速度を高める化合物、Ｃ濃縮相の生成を極力抑えることで金型の突発的な早期割れを著しく減少させ、安定した金型寿命が得られることにより生産性向上、トータルコスト低減を図ることができる等工業的に極めて優れた効果を奏するものである。
特許出願人 山陽特殊製鋼株式会社
代理人 弁理士 椎 名 彊
特許出願人 山陽特殊製鋼株式会社
代理人 弁理士 椎 名 彊
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．４〜０．７％、
Ｍｎ：０．１〜０．６％、
Ｃｒ：３．３〜５．０％、
Ｍｏ：３．０〜４．６％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ：０．０３０％以下、
Ｏ：０．００３０％以下、
Ｓｉ／Ｍｏ：０．００５〜０．１００、
Ｖ／Ｍｏ：０．０５〜１．００、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１０８０℃以上で焼入れ、５００℃以上で焼戻し後、４００〜６００℃で窒化した時の母材硬さが５５ＨＲＣ以上、かつ結晶粒度番号３以上であることを特徴とする窒化処理に適したマトリックスハイス鋼。 - 請求項１に記載の鋼において、窒化層におけるＣ濃縮相のＣ濃度（Ｃ1 ％）と母材のＣ濃度（Ｃ0 ％）の比（Ｃ1 ／Ｃ0 ）が１．４以下であることを特徴とする窒化処理に適したマトリックスハイス鋼。
- 請求項１または２に記載の鋼に加えて、質量％で、
Ｎｂ：０．１〜０．５％、
Ｃｏ：０．５〜２．０％、
のいずれか１種または２種からなることを特徴とする窒化処理に適したマトリックスハイス鋼。 - 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼において、窒化層による硬化深さが５０〜４００μｍであることを特徴とする窒化処理に適したマトリックスハイス鋼。
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