JP2007146212A - 高強度かつ耐ねじり折損性に優れた工具鋼 - Google Patents

Abstract

【課題】高強度かつ耐ねじり折損性に優れた工具鋼を提供する。
【解決手段】質量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．５〜０．７％、Ｓｉ：１．５〜２．５％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．５〜１．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）を満たし、残部鉄および不可避不純物からなり、圧延材の中心部のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの濃度をそれぞれＣ_Ｃ、Ｓｉ_Ｃ、Ｍｎ_Ｃ（いずれも単位は質量％）、圧延材の直径／４部位のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの濃度をそれぞれＣ_０、Ｓｉ_０、Ｍｎ_０（いずれも単位は質量％）としたときに、Ｃ_Ｃ／Ｃ_０＝０．９０〜１．１０、Ｓｉ_Ｃ／Ｓｉ_０＝０．８０〜１．３０、およびＭｎ_Ｃ／Ｍｎ_０＝０．８０〜１．３０を満たすことを特徴とする工具鋼。
【選択図】なし

Description

本発明は、高強度かつ耐ねじり折損性に優れた工具鋼に関するものであり、特に、偏析が抑制されて強度と耐ねじり折損性の併せて高められた工具鋼に関するものである。尚、本発明は、本発明の工具鋼を用いて製造される最終的な工具の種類まで限定するものではないが、以下では、強度と耐ねじり折損性向上の要望が高い締結工具に適用される場合を例に説明する。

ビットやレンチ等の締結工具には、特性として、長期間の使用に耐えうる高強度（耐曲がり性、耐摩耗性）と使用中に折損しない優れた耐ねじり折損性が要求される。特に、使用中に工具が折損すると、破片が飛散して作業者に多大な危険をもたらすため、該特性の向上は、最も重要な課題の一つとなっている。

工具鋼の特性を高めた技術として、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ等の合金元素を多量に添加して靭性の向上を図る方法（例えば特許文献１）が提案されている。また特許文献２には、成分制御により焼入性を調整すると共に、工具加工時の熱処理として二段焼入れを行うことで、焼割れを防止すると共に、結晶粒を微細化して靭性を向上させる方法が開示されている。

しかしこれらの方法では、多大なコストがかかると共に、オーステナイト化時の炭化物の溶け残りによる、硬度の低下や炭化物を起点とした折損が懸念される。また、特許文献２の方法は、特殊な熱処理を必要とする方法であって、結晶粒の微細化により靭性の向上は認められるが、特に耐ねじり折損性を向上させるには、更なる改善を必要とするものと思われる。
特開昭５５−０９１９５９号公報 特開２００４−２０４３１２号公報

本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、合金元素の多量添加や特殊な熱処理を施すことなく、高強度かつ耐ねじり折損性に優れた工具鋼を提供することにある。

本発明に係る高強度かつ耐ねじり折損性に優れた工具鋼とは、質量％で（以下、同じ）、
Ｃ ：０．５〜０．７％、
Ｓｉ：１．５〜２．５％、
Ｍｎ：０．２〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５％、
Ｃｒ：０．５〜１．５％、
Ｖ ：０．０１〜０．５％、
Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｎ ：０．０１％以下（０％を含まない）
を満たし、残部鉄および不可避不純物からなり、
圧延材中心部のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの濃度をそれぞれＣ_Ｃ、Ｓｉ_Ｃ、Ｍｎ_Ｃ（いずれも単位は質量％）、圧延材の直径／４部位のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの濃度をそれぞれＣ_０、Ｓｉ_０、Ｍｎ_０（いずれも単位は質量％）としたときに、
Ｃ_Ｃ／Ｃ_０＝０．９０〜１．１０、
Ｓｉ_Ｃ／Ｓｉ_０＝０．８０〜１．３０、および
Ｍｎ_Ｃ／Ｍｎ_０＝０．８０〜１．３０
を満たすところに特徴を有する。

上記工具鋼は、更に他の元素として、Ｎｂ：０．０５％以下、及び／又はＴｉ：０．０５％以下を含んでいてもよい。

本発明の工具鋼は、高強度でかつ耐ねじり折損性に優れているため、折損等の不具合の極めて抑制された例えばドライバービット、トルクスビット、六角レンチ等の締結工具を提供することができる。

一般に鋼材製造工程では、鋳造における溶鋼の凝固時（冷却時）に、鋼材表層部と中心部で冷却速度（凝固速度）の差が生じ、これに起因して鋼材表層部と中心部の間でミクロ的な成分差が生じる。

ところで上記鋼材を用いて締結工具を製造する場合、圧延材を伸線→加工（切削加工、研削加工、鍛造）→熱処理（焼入れ、焼戻し等）等の工程を経て作製されるが、上記の様に鋼材表層部と中心部でミクロ的な成分差があると、上記熱処理（焼入れ）時に、工具の部位間で硬さ等の差が生じる。特に、中心付近では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎが濃化し易く、この濃化部とそれ以外の部位で成分等の差が生じることにより、ねじり応力付与時に折損が生じ易くなる。

本発明者は、上記問題を解決し、強度と耐ねじり折損性に優れた工具鋼を実現すべく鋭意研究を行った。その結果、Ｓｉ量を比較的高めにすると共に、圧延材の圧延方向に垂直な断面における成分（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ）のバラツキを低減すれば、耐ねじり折損性を飛躍的に向上させることができ、強度と耐ねじり折損性のバランスに非常に優れた工具鋼を実現できる、との着想のもとでその具体的方法を見出した。

具体的には、上記圧延材の圧延方向に垂直な断面における成分（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ）のバラツキの低減として、圧延材中心部のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの濃度をそれぞれＣ_Ｃ、Ｓｉ_Ｃ、Ｍｎ_Ｃ（いずれも単位は質量％）、圧延材の直径／４部位のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの濃度をそれぞれＣ_０、Ｓｉ_０、Ｍｎ_０（いずれも単位は質量％）としたときに、
Ｃ_Ｃ／Ｃ_０＝０．９０〜１．１０、
Ｓｉ_Ｃ／Ｓｉ_０＝０．８０〜１．３０、および
Ｍｎ_Ｃ／Ｍｎ_０＝０．８０〜１．３０
を満たすよう制御すれば良いことが分かった。

Ｃ_Ｃ／Ｃ_０が１．１０を超えると、上記の通り中心付近にＣが濃化して、中心部と直径／４部位で、焼戻しマルテンサイト中のセメンタイトの析出状態、マトリックス中のＣ量が異なり、耐ねじり折損性が急激に劣化する。好ましくはＣ_Ｃ／Ｃ_０の上限を１．０８とするのがよい。一方、Ｃ_Ｃ／Ｃ_０が０．９０を下回る場合にも、上記Ｃ_Ｃ／Ｃ_０が１．１０を超える場合と同様に耐ねじり折損性が急激に劣化するため、本発明ではＣ_Ｃ／Ｃ_０の下限を０．９０とした。好ましくはＣ_Ｃ／Ｃ_０の下限を０．９２とするのがよい。

Ｓｉ_Ｃ／Ｓｉ_０の値が大きい場合にも、上記の通り中心付近にＳｉが濃化して、中心部と直径／４部位で、焼戻しマルテンサイト中のセメンタイトの析出状態、マトリックス中のＣ量が異なり、耐ねじり折損性が急激に劣化する。よってＳｉ_Ｃ／Ｓｉ_０の上限を１．３０とする。好ましくはＳｉ_Ｃ／Ｓｉ_０の上限を１．２５とするのがよい。一方、Ｓｉ_Ｃ／Ｓｉ_０が０．８０を下回る場合にも、上記Ｓｉ_Ｃ／Ｓｉ_０が１．３０を超える場合と同様に耐ねじり折損性が急激に劣化するため、本発明ではＳｉ_Ｃ／Ｓｉ_０の下限を０．８０とした。好ましくはＳｉ_Ｃ／Ｓｉ_０の下限を０．８２とするのがよい。

またＭｎの偏析度が大きい場合にも、耐ねじり折損性が著しく劣化する。よって本発明では、Ｍｎ_Ｃ／Ｍｎ_０の上限を１．３０（好ましくは１．２５）とする。一方、Ｍｎ_Ｃ／Ｍｎ_０が０．８０を下回る場合にも、上記Ｍｎ_Ｃ／Ｍｎ_０が１．３０を超える場合と同様に耐ねじり折損性が急激に劣化する。好ましくはＭｎ_Ｃ／Ｍｎ_０の下限を０．８２とするのがよい。

本発明は、上記工具鋼の製造条件まで規定するものではないが、上記偏析度の範囲を満たすようにするには、下記条件で製造することが推奨される。

即ち、上記成分のバラツキを低減するには、（ａ）鋳造前の溶鋼温度と鋳造時の鋳型内溶鋼温度の差を６０℃以内にすること、（ｂ）凝固時の冷却速度を１５℃／ｍｉｎ以上とすること、または（ｃ）鋳造後で分塊圧延前に行うソーキングにおいて、ソーキング温度：１２３０℃以上で１〜５時間保持すること、が推奨される。上記成分のバラツキをより低減させるには、上記（ａ）〜（ｃ）のいずれか２つを実施することがより好ましく、最も好ましくは上記（ａ）〜（ｃ）の全てを実施することである。

尚、その他の製造条件は特に限定されず、本発明の工具鋼を製造するにあたり、圧延条件等は特に限定されない。また本発明の工具鋼を用いて例えば締結工具を製造する場合、圧延材を伸線→加工（切削加工、研削加工、鍛造）→熱処理（焼入れ、焼戻し等）等の工程を経る等して作製することが挙げられる。

また、本発明ではＳｉ量を比較的高めとする。Ｓｉは、マトリックス中に固溶し、焼入れ・焼戻し段階での焼戻し軟化抵抗を向上させるのに有用な元素である。この様にＳｉを比較的多く含有させて焼戻し温度を高めに設定すれば、高強度かつ優れた耐ねじり折損性を容易に確保することができる。またＳｉは、製鋼時の脱酸剤として必要な元素でもある。これらの効果を発揮させるには、Ｓｉ量を１．５％以上とする必要がある。好ましくは１．６％以上である。しかしＳｉ量が多過ぎると、耐ねじり折損性が悪くなるだけでなく、表面の脱炭や疵等が増加して折損を助長するため２．５％以下に抑える。好ましくは２．２％以下である。

上記の通り、Ｓｉ量を比較的高めに設定すると共に、圧延材の圧延方向に垂直な断面における成分（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ）のバラツキを低減して、強度と耐ねじり折損性のバランスに非常に優れた工具鋼を容易に実現するには、Ｓｉ以外の成分を下記範囲内とする必要がある。

〈Ｃ：０．５〜０．７％〉
Ｃは、マトリックス中に固溶し、鋼を強化する為に必須の元素である。更にＣは、Ｃｒ、Ｖ等の炭化物形成元素と結合して炭化物を形成し、工具の耐摩耗性を向上させるのに極めて重要な役割を果たす元素でもある。この様な作用を有効に発揮させるには、Ｃ量を０．５％以上とする必要がある。好ましくは０．５５％以上である。しかし、Ｃ量が過剰であると、耐ねじり折損性が著しく低下する為、その上限を０．７％に定めた。好ましくは０．６８％以下である。

〈Ｍｎ：０．２〜１．０％〉
Ｍｎは、製鋼時の脱酸に有効な元素であり、また、焼入性を高めて強度向上に寄与する元素でもある。これらの効果を有効に発揮させるには、０．２％以上（好ましくは０．４％以上）の添加が必要である。しかし過剰に添加すると、加工性や靭性が低下する為、その上限を１．０％に定めた。好ましくは０．９％以下である。

〈Ｎｉ：０．０５〜０．５％〉
Ｎｉは、マトリックスに固溶し、焼入性の向上や、焼入れ・焼戻し段階でマトリックスの強度及び耐ねじり折損性を向上させるのに有効な元素である。これらの効果を発揮させるには、０．０５％以上の添加が必要である。しかし多過ぎると、圧延においてベイナイトまたはマルテンサイト組織が生成し、靭延性の低下を招くため、その上限を０．５％に定めた。好ましくは０．４％以下である。

〈Ｃｒ：０．５〜１．５％〉
Ｃｒは、焼入性を向上させると共に、焼戻し軟化抵抗を向上させて耐ねじり折損性を高めるのに有用な元素である。また、Ｃと結合して複合炭化物を形成し、耐摩耗性の向上に寄与する元素でもある。これらの効果を発揮させるには、Ｃｒ量を０．５％以上（好ましくは０．７％以上）とする必要がある。しかしＣｒ量が過剰であると、上記作用が飽和しコスト上昇を招くだけであることに加え、過剰のＣｒはセメンタイト中に固溶して焼入れ加熱時におけるセメンタイト分解を阻害するおそれがある。よって本発明では、Ｃｒ量の上限を１．５％に定めた。好ましくは１．２％以下である。

〈Ｖ：０．０１〜０．５％〉
Ｖは、焼入れ・焼戻し等の熱処理時に結晶粒を微細化し、耐ねじり折損性を向上させる効果がある。本発明では、該効果を発揮させるためＶを０．０１％以上（好ましくは０．０５％以上）含有させる。但し、Ｖ量が過剰であると、一次炭化物量が増大して耐ねじり折損性が低下するため、その上限を０．５％に定めた。好ましくは０．３％以下である。

〈Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）〉
Ａｌは、微細な窒化物を形成し、焼入れ時の結晶粒粗大化防止作用を発揮して優れた耐ねじり折損性の確保に寄与するため、本発明の如く工具鋼として使用する場合には極めて有用な元素である。該効果を発揮させるには、０．００１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ａｌが過剰に含まれていると酸化物等の非金属介在物が増大し、却って耐ねじり折損性が劣化するため、その上限を０．１％に定めた。好ましくは０．０５％以下である。

〈Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）〉
Ｎは、ＶやＡｌと微細窒化物を生成し、結晶粒の微細化を図るのに有効な元素であり、該効果を発揮させるには、０．００２％以上含有させることが好ましい。しかしＮが過剰に含まれていると、大型の窒化物が生成し易くなり、耐ねじり折損性を劣化させるため、上限を０．０１％とした。好ましくは０．００８％以下である。

本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄及び不可避不純物であり、該不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。また、更に下記の通り、Ｎｂ、Ｔｉを積極的に含有させることも可能である。

〈Ｎｂ：０．０５％以下、及び／又はＴｉ：０．０５％以下〉
Ｎｂ、Ｔｉは、結晶粒微細化による耐ねじり折損性の向上に有効な元素であり、該効果を発揮させるには、Ｎｂの場合、０．００５％以上含有させることが好ましく、Ｔｉの場合は、０．００１％以上含有させることが好ましい。しかし、これらの元素が過剰であると、粗大な窒化物を形成し、耐ねじり折損性を低下させるため、Ｎｂ、Ｔｉは、それぞれ０．０５％以下の範囲で含有させることが好ましい。

本発明では、上記の通り、成分のバラツキおよび成分組成を制御することで、前記特許文献２に示された二段焼き入れの様な特殊な処理を必要とすることなく、耐ねじり折損性を向上させることができる。

また本発明の工具鋼は、耐ねじり折損性を飛躍的に向上させ、強度と耐ねじり折損性のバランスに非常に優れているので、例えばドライバービット、トルクスビット、六角レンチ等の締結工具の製造に最適である。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例
によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

表１に示す化学成分組成の鋼を溶製し、φ１２ｍｍまで圧延した。そして得られた圧延材を用いて、下記の通り成分（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ）のバラツキ（偏析度）の測定、およびねじり試験を行った。

〈成分の偏析度〉
圧延材の中心部、およびＤ／４部からサンプル［中心部からは１鋼種につきサンプル数（ｎ）＝１、上記Ｄ／４部からは１鋼種につきｎ＝４］を採取し、それぞれの部位におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ量を測定した。そして中心部の各成分量をＣ_Ｃ、Ｓｉ_Ｃ、Ｍｎ_Ｃとし、Ｄ／４部の各成分量平均値（４サンプルの平均値）をＣ_０、Ｓｉ_０、Ｍｎ_０として、各成分の偏析度（Ｃ_Ｃ／Ｃ_０、Ｓｉ_Ｃ／Ｓｉ_０、Ｍｎ_Ｃ／Ｍｎ_０）を求めた。

〈ねじり試験〉
圧延材を球状化焼鈍後、伸線してφ８ｍｍの鋼線を作製した。得られた鋼線に焼入れ（９００℃に加熱後７０℃まで油冷）・焼戻し（焼戻し温度は表２に示す通り）処理を行い、表２に示す硬さとした。その後、ねじり試験（ねじり速度：３６０°／ｍｉｎで捻回）を行い、トルク（強度）と破断角度（耐ねじり折損性）を測定した。

これらの結果を表２に示す。

表１，２から次の様に考察することができる（尚、下記Ｎｏ．は、表２中の実験Ｎｏ．を示す）。

Ｎｏ．１〜６は、本発明の要件を満たしており、高強度かつ耐ねじり折損性に優れている。即ち、（トルク）×（破断角度）の値が高く、強度と耐ねじり折損性のバランスに非常に優れている。

これに対し、Ｎｏ．７〜１７は、本発明で規定するいずれかの要件を欠いているため、耐ねじり折損性に劣っている。即ち、Ｎｏ．７，８はＣとＳｉの偏析度が高く、またＮｏ．９はＭｎの偏析度が高いため、いずれも破断角度が小さくなっている。

Ｎｏ．１０、１１は、Ｃ量が過剰に含まれているため、破断角度が小さく、耐ねじり特性に劣っている。

Ｎｏ．１２は、Ｓｉが過剰に含まれているため、またＮｏ．１３は、Ｍｎ量が過剰であるため、破断角度が小さくなっている。更にＮｏ．１４、１５は、Ｓｉが不足しているため、焼戻し温度を高めることができず、破断角度が小さくなっている。

Ｎｏ．１６はＣの偏析度が高いため、破断角度が小さくなっている。また、Ｎｏ．１７は、Ｓｉの偏析度が高いため、破断角度が小さくなっている。

図１は、上記実施例を整理して得られたＣ_Ｃ／Ｃ_０と破断角度を整理したグラフであるが、この図１より、Ｃ_Ｃ／Ｃ_０が１．１０を超えると、破断角度が急激に小さくなることがわかる。また、図２は、上記実施例を整理して得られたＳｉ_Ｃ／Ｓｉ_０と破断角度の関係を示したグラフであるが、この図２より、Ｓｉ_Ｃ／Ｓｉ_０が１．３０を超えると、破断角度が急激に小さくなっている。更に図３は、上記実施例を整理して得られたＭｎ_Ｃ／Ｍｎ_０と破断角度の関係を示したグラフであるが、この図３より、Ｍｎ_Ｃ／Ｍｎ_０が１．３０を超えた場合にも、破断角度が急激に小さくなることがわかる。

尚、上記実施例では、正偏析の場合のみ示しているが、負偏析の場合も同様の結果が得られるものと考えられる。

図４は、上記実施例を整理して得られた、破断角度とトルクの関係を、従来鋼と本発明鋼のそれぞれについて示したグラフである。この図４より、本発明鋼は、従来鋼よりも強度と耐ねじり折損性のバランスに非常に優れていることがわかる。

Ｃ_Ｃ／Ｃ_０と破断角度の関係を示したグラフである。 Ｓｉ_Ｃ／Ｓｉ_０と破断角度の関係を示したグラフである。 Ｍｎ_Ｃ／Ｍｎ_０と破断角度の関係を示したグラフである。 破断角度とトルクの関係を、従来鋼と本発明鋼のそれぞれについて示したグラフである。

Claims (2)

1. 質量％で（以下、同じ）、
   Ｃ ：０．５〜０．７％、
   Ｓｉ：１．５〜２．５％、
   Ｍｎ：０．２〜１．０％、
   Ｎｉ：０．０５〜０．５％、
   Ｃｒ：０．５〜１．５％、
   Ｖ ：０．０１〜０．５％、
   Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、
   Ｎ ：０．０１％以下（０％を含まない）
   を満たし、残部鉄および不可避不純物からなり、
   圧延材中心部のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの濃度をそれぞれＣ_Ｃ、Ｓｉ_Ｃ、Ｍｎ_Ｃ（いずれも単位は質量％）、圧延材の直径／４部位のＣ、Ｓｉ、Ｍｎの濃度をそれぞれＣ_０、Ｓｉ_０、Ｍｎ_０（いずれも単位は質量％）としたときに、
   Ｃ_Ｃ／Ｃ_０＝０．９０〜１．１０、
   Ｓｉ_Ｃ／Ｓｉ_０＝０．８０〜１．３０、および
   Ｍｎ_Ｃ／Ｍｎ_０＝０．８０〜１．３０
   を満たすことを特徴とする高強度かつ耐ねじり折損性に優れた工具鋼。
2. 更に他の元素として、
   Ｎｂ：０．０５％以下、及び／又は
   Ｔｉ：０．０５％以下
   を含む請求項１に記載の工具鋼。

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