JP2013510951A - 高焼戻し抵抗を有する鋼 - Google Patents

Abstract

高焼戻し抵抗を有する鋼は、質量百分率で表して、０．２０から０．５０の炭素、１．０未満のケイ素、０．０３０未満のリン、３．０から４．０のクロム、１．５から４．０のモリブデン、０．１から２．０のバナジウム、１．５未満のコバルトのみから実質的になり、残部が実質的にＦｅ及び不可避な不純物からなる合金元素で構成される。本発明の鋼は、インゴットの鋳造及び熱間若しくは冷間成形、又は未加工溶融構造を含む方法によって、或いは粉末冶金、粉末射出若しくは吹付け成形などの液体金属の吹付け又は分散を含む方法によって製造できる。

Description

本明細書は、典型的には、成形される金属が６００℃を超える温度に耐える場合の、熱間金属成形工具用に設計された鋼に関するものではあるが、より低い温度又は室温であっても前記鋼を使用し得る。当該鋼は、熱間加工工具鋼として位置付けられ得る組成を有している。熱間加工工具鋼の主要な特長は、高靭性並びに十分な熱伝導性及び焼入性を保持しながら、焼戻し抵抗と呼ばれる高温における硬度の低下に対する抵抗性が増強されていることである。このような効果は、合金を注意深く設計し、元素Ｐ、Ｓｉ、Ｍｏ及びＣｒの最適範囲を設定することにより可能となる。

熱間加工工具という用語は、産業において用いられる数多くの熱間成形操作に適用され、機械用途のための部品、特に自動車用部品の製造に焦点が当てられている。最も一般的な熱間成形工程は、非鉄系合金の鍛造、押出し又は鋳造である。高温、典型的には、５００／６００℃を超える温度で実施される他の用途もまた熱間加工と分類される。このような用途においては、金型、ダイ、パンチ、インサート及び他の成形器具は、一般的用語である「熱間加工工具」として分類される。こうした工具は通常、鋼製であるが、そのような鋼には高温及び用いられる工程の機械的な特徴に耐える特別な特性が要求される。

熱間加工用鋼の重要な特性の中でも、以下のもの、熱間抵抗、より具体的には焼戻し抵抗、靭性、焼入性並びに熱伝導性、比熱（これらは共に熱分散性に関係している）、及び熱膨張係数などの物理的特性が挙げられる。

鍛造用途に対しては、鋼の、特に、自動車部品に用いられる機械構造のための鋼の熱間鍛造が際立っている。そのような作業においては、鍛造された鋼片は、１１００℃を超える温度に耐える。成形工程において、接触時間が長ければ長いほど温度が高くなることを考慮すると、工具の表面を加熱することとなる。それゆえ、発生する熱のため、使用する鋼に対しては高い熱間抵抗が要求される。熱間ダイ成形に対する鋼の焼入れ機構は、主として微細な炭化物の析出により引き起こされる。注目すべきは、Ｍ２Ｃ型のＭｏ若しくはＷの炭化物、又はＭＣ型のＶの炭化物である。高Ｃｒ鋼では、Ｃｒの多いＭ７Ｃ３の炭化物も際立っているが、Ｍｏ及びＶとの固溶体状態のものも同様である。これらの炭化物は、安定性が高いにもかかわらず、高温、典型的には、工具の操作範囲内で容易に達成される条件である５５０℃を超えるような温度に長時間置かれた後には融合する傾向がある。その結果、その部分の硬度は減少し、摩耗及び熱間可塑変形を引き起こし、工具の損耗に至る。

したがって、硬度又は焼戻し抵抗の低下に対する材料の抵抗性を改善することは、高温条件下で操作される工具の性能の改善のためには非常に重要である。そのような用途の例として、鋼又は他の金属合金の部品の熱間鍛造、非鉄系合金の押出し及び非鉄系合金の鋳造のためのダイ（後二者の用途はＡｌ合金にとってより重要である）において用いられる工具がある。同様のことは、非鉄系合金の押出し又は鋳造などの他の用途でも存在する。例えば、鋼鍛造の用途では、鍛造される予備成形品の温度は約１２００℃である。工具との接触時間が短いこと（数秒）を考慮しても、その表面は顕著に加熱され、これら表面の焼戻しによる硬度の低下が引き起こされる。アルミニウム合金又は他の非鉄系合金の押出しを考えると、鋼片温度はより低く、４００から６００℃の範囲である。しかし、こうした用途では、接触時間は著しく長い（数十分から数時間の操作である）。さらに、工具／アルミニウムの接触により発生する局所的摩擦は、加熱を強化し、工具鋼の硬度の低下を増加させ、それによって鋼の摩耗を引き起こす。加圧鋳造ダイでは、溶融金属が高圧高温（７００℃近辺）で導入され、ダイの表面も加熱する。この場合は、損耗は、主として、ダイの加工表面の連続的な加熱と冷却により引き起こされる熱疲労亀裂によるものである。しかし、溶融アルミニウムとダイ表面との間での熱交換が高いために、表面の加熱が進み、他の用途で見られるように、硬度を低下させ、結果的に、疲労亀裂過程を引き起こす。

それゆえ、後加熱による硬度の低下のこの機構は熱間加工工具鋼にとって非常に重要であり、そのため、この現象に対して材料強度を増加させることは望ましいことである。使用される鋼に関しては、Ｍｏ、Ｗ及びＶなどの二次炭化物を形成する元素のより高いグレードを使用することにより、又は固溶体硬化により、改善された熱間抵抗が通常得られる。こうしたグレードの元素を過剰に増加させることは、熱間抵抗を増加させるには有効ではあるが、靭性を減少させ、熱拡散性及び伝導性を減少させ又は製造コストを著しく増加させることを意味する。後者の経済的な要因は、合金元素Ｍｏ、Ｗ及びＶの原資として使用される原材料のコストが高いことを考慮すると、今日では真に重要である。

本発明を良く理解するために、現在使用されている最先端の鋼のいくつかについて以下に記載する（化学組成は表１に要約した）。熱間加工に主として使用されている工具鋼としては、Ｈ１１及びＨ１３鋼が際立っている。これらの材料は、十分な焼入性を与え、熱間抵抗を助けるために５％のＣｒを、熱間抵抗を改善するために０．９％のＶ及び１．２％のＭｏを、並びに十分な靭性を増進するために、一般に低グレードのＰ及びＳを含む。しかし、焼戻し抵抗を改善するためには、より高いグレードのＭｏが必要であろう。ＤＩＮ１．２３６５及びＤＩＮ１．２３６７はそのような目的に使用される鋼である。これらは熱間抵抗を改善するために高いグレードのＭｏを有する。しかし、ＤＩＮ１．２３６７鋼の構造中にこの元素の含有量が増加させると、靭性並びに熱伝導性及び拡散性は低下する傾向がある。１．２３６５鋼においては、この熱伝導性の減少について、Ｍｏ含量を増加させＣｒ含量を減少させることでバランスを取っている。しかし、Ｃｒ含量が低ければ低いほど焼入性が低下し、大型工具への用途に制限が生ずる。熱伝導性と靭性とに対して注意を払うべきであることを強調するのは重要なことである。加工の間、加工工具鋼が、成形材料と工具コアとの間の温度差を急速に均一化し、それにより応力や熱亀裂を減少させ得る程度にまで熱伝導性を高めることは重要なことである。亀裂が発生した場合には、材料の靭性はまた、伝播を遅らせ、かつ、それにより熱疲労損傷を遅らせるので、非常に重要である。このように、Ｍｏ含量を増加させることだけでは、ＤＩＮ１．２３６７及びＤＩＮ１．２３６５鋼で示されるように、熱間加工用鋼の特性の全体としての改善には不十分であるのは明らかである。

最近になって新しいタイプの鋼が開発され、伯国（ブラジル）特許出願公開第９９０９１６０号明細書に記載されている。この材料は、ＤＩＮ１．２３６７と同様に、Ｍｏ含量がより高く、靭性の改善のためにＳｉ及びＰ含量がより低い。この場合、高Ｍｏ含量を使わないことでコストの増加を避けているが、熱間抵抗の増加は鋼Ｈ１３と比較して顕著ではない。

このシナリオを考えると、熱伝導性及び材料コストに影響を与え得る過剰な合金元素を用いることなく、最先端技術のＨ１３鋼よりも高い熱間抵抗を有する工具鋼に対する必要性が明らかである。また、用いる材料は、大型工具に適用し得る高焼入性を特徴とするべきである。

伯国特許出願公開第９９０９１６０号明細書

それゆえ、本発明の鋼はこうした必要性をすべて満たす。

本発明の当初の意図は、Ｃｒ及びＭｏの二つの元素と熱間抵抗との間のなんらかの相乗効果を見出し得るような、これらの元素の含量が熱間工具鋼に及ぼす影響を調べることであった。さらに詳細には、Ｍｏ含量を増加させた後にＣｒ含量を減少させると、熱間強度に対するさらに顕著な効果が観察され得る。さらに、Ｃｒ含量の減少によって、熱伝導性が改善され、それによって、より高いＭｏ含量の負の効果をなくすことができる。他方、Ｃｒ含量は注意深くバランスを取る必要がある。なぜなら、前述のように、非常に低い値は、焼入性を損ない、平均断面積が１００ｍｍを超える工具への用途が制限されるからである。それゆえ、本発明の材料は、コストの顕著な増加が無く、適切な熱伝導性、靭性及び焼入性を有し、最先端の鋼の焼戻し抵抗性能を凌駕し得る、Ｃｒ及びＭｏ含量の理想的な取り決めを有する化学組成を示す。

上記の条件を満足するために、本発明の鋼は、質量百分率で、以下からなる合金元素の組成を有する。
・０．２０から０．５０のＣ、好ましくは、０．３から０．４５のＣ、典型的には０．３６のＣ
・３．０から４．０のＣｒ、好ましくは、３．５から３．９のＣｒ、典型的には３．８のＣｒ
・１．５から４．０のＭｏ、好ましくは、２．０から３．０のＭｏ、典型的には２．５のＭｏ、
（Ｗに対する化学的類似性から、質量で、２Ｗ：１Ｍｏ比で、ＭｏはＷと置換できる。）
・０．１から２．０のＶ、好ましくは、０．３から１．０のＶ、典型的には０．５のＶ、（Ｖは、１．０％のＮｂ：０．５％のＶの比で、部分的に或いは完全にＮｂと置換できる。）
・１．０までのＳｉ、好ましくは、０．５までのＳｉ、典型的には０．３のＳｉ、
・最大０．０３０のＰ、好ましくは、最大０．０１５のＰ、典型的には最大０．０１０のＰ。
鉄及び鋼製造工程において不可避な金属又は非金属有害物質による残部、前記非金属有害物質としては、以下の元素を含むがそれらに限られるわけではないが、重量百分率で、
・最大０．１０のＳ、好ましくは、最大０．０２０のＳ、典型的には最大０．００８のＳ、
・最大１．５のＡｌ、Ｍｎ又はＣｏ、好ましくは、１．０までのＡｌ、Ｍｎ又はＣｏ、典型的には０．５未満のＭｎ、Ａｌ及びＣｏ。

次に、新規材料の組成の詳細な比率を記載する。挙げた百分率は重量基準のパーセントを指す。

Ｃ：炭素は、低温条件におけるマルテンサイト硬化の主たる要因である。炭素は、合金元素と共に、高温での硬化にとって重要な二次硬化において作用する。そのような効果のために、少なくとも０．２０％、好ましくは、０．３０％を超える炭素含量が推奨される。他方、非常に高いＣ含量は焼入れに際して（特に、Ｍｏ及びＶ含量が高い場合）、粒状の炭化物の過剰な析出を生じ、結果として、硬度及び二次炭化物の容積が増加する。したがって、一般には靭性が損なわれ、Ｃ含量は、最大値０．５０％、好ましくは、０．４０％未満に制限されるべきである。この制限はまた、残留オーステナイトの量の減少において役割を果たし、寸法不安定性及び脆化に関係する問題を回避することができる。

Ｃｒ：クロム含量は、３．０％よりも高く、好ましくは、３．５％以上であるべきである。なぜなら、この元素は、大型工具への用途にとって重要である焼入性にとって好ましいからである。しかし、Ｃｒ含量は、制限されるべきである。本発明は、焼戻し抵抗を改善するために、Ｃｒ含量を減少させるという概念を含む。最終的な焼戻し抵抗は、最先端の鋼よりも高いので、このことは重要な効果である。この効果を引き起こす機構は、Ｍ７Ｃ３型の二次Ｃｒ炭化物の形成と関連していると考えられている。これは、Ｍｏ及びＶを溶解し、形成される最初の炭化物である。そのため、Ｃｒ含量が低いほど、Ｍ７Ｃ３炭化物の容積は低くなり、二次硬化のために利用できるＭｏ及びＶの量はより大きくなる。合金のＣｒ含量が最先端の合金よりも低い場合、最終的な結果は、著しく高い焼戻し抵抗である。伯国特許出願公開第９９０９１６０号明細書の合金との関係においてすら、著しい焼戻し抵抗の増加がある。合金がＭｏと等価のグレードを有しており（Ｍｏは、高価な合金元素である。）、本発明が、Ｍｏ含量を過剰に増加させることなく、高熱間抵抗値を得ることが出来ることを示しているので、このことは重要である。すべてのこうした効果のために、Ｃｒ含量は、既存の鋼の含量５．０％未満であるべきであり、好ましいＣｒ含量は、４．０％より低い。最後に、本発明で明らかになった焼戻し抵抗を最大化するために必要な理想的なＣｒ含量は、３．０％と４．０％の間に設定されるべきである。低Ｃｒ含量は、熱抵抗性に加えて、熱伝導性を改善し、Ｍｏ含量が増加するにつれてもこの性質は維持される。それゆえ、Ｃｒのこの狭い範囲は、最大焼戻し抵抗及び十分な熱伝導性を注意深く調節することを意図している。

Ｍｏ及びＷ：本発明の合金においては、焼戻し抵抗特性を改善するために高Ｍｏ含量を用いる。このことは、化学的に安定な、Ｍｏの多い焼戻し炭化物、特にＭ２Ｃ炭化物を形成することにより可能となる。このように、本発明の合金は、少なくとも１．５％、好ましくは、２．０％を超えて含まなければならない。他方で、過剰に高いＭｏのグレードは、焼入れ時に、初晶炭化物の析出により靭性を阻害し得るし、合金のコストを顕著に増加させて多くの工具への応用を実行不可能とし得る。それゆえ、Ｍｏ含量は、４．０％、好ましくは、３．０％未満に制限するべきである。タングステンとモリブデンは、Ｍ２Ｃ又はＭ６Ｃの二次炭化物を形成し、本発明の工具鋼において同様な効果をもたらす。したがって、二つの元素の間の原子量の差を正規化する、Ｗ＋２Ｍｏの合計で与えられるタングステン当量関係（Ｗｅｑ）により、共に規定され得る。

Ｖ：バナジウムは、主としてＭＣ二次炭化物の形成にとって重要である。この炭化物は非常に薄いので、転位線の動きを阻止し、力学的強度を増加させる。Ｖもまた、粒子の成長を改善し、オーステナイト化温度を高める（１０００℃を超える程に）。このような効果のために、Ｖは、０．１％超、好ましくは、０．３％超とすべきである。しかし、過剰に高いＶのグレードは、難溶性の一次炭化物を発生させ、それにより靭性を減少させ得る。したがって、Ｖ含量は、２．０％より低く、好ましくは、１．０％未満であるべきである。

Ｓｉ：ケイ素は、二次硬化と靭性に大きな効果を与える。高水準では、Ｓｉは二次硬度を上昇させ、６００℃の焼入れ温度まで高める。しかし、本発明の研究において、Ｓｉ含量が低いことは、高温条件下での硬度の低下を減少させ、それにより焼戻し抵抗を増加させるために重要であることが示された。低Ｓｉ含量はまた、靭性の著しい増加を起こし、その効果は本発明に適用された。それゆえ、本発明の材料のＳｉ含量は、１．０％より低く、典型的には０．５％未満でなければならない。

Ｐ：Ｐ含量の低下はまた、この元素が粒子表面に析出し得るが、それにより、こうした表面での凝集を減少させるため、靭性の顕著な増加をもたらす。それゆえ、Ｐ含量は、０．０３０％より低く、典型的には０．０１５％未満であるべきである。

その他の元素：Ｍｎ及びＡｌなどのその他の元素は、鋼の製造の脱酸工程に伴う、又は製造工程に内在する有害物質であると考えられるべきである。それゆえ、Ｍｎ及びＡｌ含量は、１．５％、好ましくは、１．０％未満に制限されねばならない。Ｃｏ含量もまた、熱間抵抗に与える有効な効果及び合金のコストに与える強い影響のために、同じような値に制限されねばならない。包有物形成の観点から、硫黄含量は、そのような包有物が操作中に亀裂を引き起こし得るので、制御されねばならない。そのため、Ｓ含量は０．０５０％未満、好ましくは、０．０２０％未満に止めるべきである。

上述したように、合金は、粉末冶金法、吹付け成形又は連続鋳造などの既存の又は特別な方法により、ワイヤロッド、バー、ワイヤ、シート及び薄片などのロール状の又は鍛造された製品として製造され得る。

本明細書に添付の図は、実施した実験の記述において参照され、その内容は以下の通りである。

焼戻し後の靭性及び硬度で表した、合金１〜８におけるＰ及びＳｉの効果を示す図である。 焼入れ温度に依存して靭性に与えるＰの効果を示す、合金１〜８について比較した図である。 Ｓｉ含量の高い合金及び低い合金における炭化物の分布を示す図である。Ｓｉ含量が低い合金において、分布が良好であることを示しており、その優れた靭性を説明している。 ６００℃における時間に対して硬度の減少を比較した、焼戻し抵抗を示す図である。右方向に位置すればするほど、合金の焼戻し抵抗が大きい。 試験した合金のいくつかについて、熱伝導性値の比較を示す図である。 合金９から１２並びにＩＰ１及びＩＰ２合金の靭性の比較を示す図である。データは、ノッチなしの衝撃試験（７×１０ｍｍ試験片）及びシャルピーＶによって作成された。 工業的に製造されたＩＰ２鋼を用いた熱間鍛造パンチを示し、最先端のＨ１３鋼でのものと比較した図である。注：ａ）摩耗損傷と亀裂；ｂ）作業面（表面からの距離＝０）における低下を示している、硬度プロファィル。

「実施例１」ケイ素とリンの効果
最先端のＨ１１鋼に対するＳｉとＰの効果を評価するために、先ず、８本の実験インゴットを製造した。組成は表２に示す。硬度と衝撃の結果を図１に示す。５００℃未満の焼入れ温度での硬度に与えるＳｉの強い影響に注目されたい。６００℃を超える焼入温度では同じ効果が観測されず、高及び低Ｓｉ含量の合金の両者の硬度は、ほぼ同等である。異なる焼戻し温度に対するＰの効果を図２で比較する。この場合は、Ｐ含量を減少させると、Ｓｉの多い合金の靭性が著しく改善されることが観測され得たが、この効果は、Ｓｉ含量の低い合金では顕著ではない。

それゆえ、靭性の点では、最適の組合せはＰとＳｉ含量の低い合金であると結果が示している。Ｓｉ含量の高い合金は、５２ＨＲＣよりも高い値の硬度が使用される状況に対してのみ実行し得るが、それには６００℃未満の焼戻し温度も適用される。このような場合には、Ｐ含量の減少はさらに重要なものとなる。

このようにＳｉとＰの顕著な効果がある理由は完全に解明されてはいないが、本発明の発明者により行われた以前の科学的な研究では、二次炭化物の形成との関係が示されている。Ｓｉ含量の高い合金では、二次炭化物は、セメンタイト形成工程に対してＳｉにより引き起こされる困難さのために、拡散性の高い部分（ラス又は粒子の表面）に集中する傾向がある。他方、Ｓｉ含量の低い合金では、セメンタイトが急激に形成され、より高温で形成される二次炭化物をより良い分布へと導く。図３は、こうした観察を示す透過型電子顕微鏡写真を示す。

「実施例２」Ｃｒ及びＭｏの効果
Ｃｒ及びＭｏの効果を明らかにするために、４種の最先端のＨ１１、Ｈ１３鋼及び伯国特許出願公開第９９０９１６０号明細書中に記載されている鋼並びに本発明のために提案されている２種の合金を含む、７本の追加の実験インゴットを製造した（表３参照）。これらの２種の組成物は、「実施例１」に記載したＳｉ及びＰの含量の減少をもたらすが、ＣｒとＭｏの区別できるバランスをももたらす。

すでに述べたように、ＩＰ１及びＩＰ２合金の目的は、硬度の低下に対するより大きな抵抗、すなわち焼戻し抵抗を得ることである。そのため、６００℃での種々の曝露時間後の硬度減少を評価し、その結果を表４に示す。時間増分は、図４ｂのチャートに示すように、対数尺度で行った。これらの結果は、ＩＰ１及びＨ１１合金を比較する場合、Ｓｉ及びＰ含量を変化させることにより、熱間抵抗は単純に上昇する（しかし、Ｐは炭化物形成プロセスにおいて役割を果たさないので、効果はＳｉにのみ関連していそうである）ことを示す。

しかし、Ｓｉ含量を減少させたことによって得たこの熱間抵抗の増分は、Ｈ１３の場合よりも著しく高い結果を得るには不十分である。それゆえ、ＩＰ２合金においては、より低いＣｒ含量と共により高いＭｏ含量とを用いた。この場合、熱間抵抗が顕著に変化するのを確かめることが出来たが、そのことが同じ曝露時間後に増加した硬度を与えた。さらに、図４ａに示したように、Ｈ１３鋼に対して得られた硬度の同様な低下は、ＩＰ２合金の場合にははるかに長い時間後に起こる。例えば、６００℃の温度で２５時間の曝露時間後には、硬度が４５ＨＲｃから３５ＨＲｃに低下するが、ＩＰ２合金では、６０時間後になってのみ、同じ現象が起こる。

この著しい焼戻し抵抗の改善は、Ｍｏ含量の増加だけでなく、Ｃｒ含量の減少にも関係している。この効果は、ＰＩ２合金及び合金１２の間の差を比較した後に明確である（伯国特許出願公開第９９０９１６０号明細書参照）。このことはまた、合金１１に対して得られた高焼戻し抵抗の結果も説明する。

焼戻し抵抗に与える興味深い効果にもかかわらず、焼入性を損ない、ついには大型工具への応用を制限することになるのを防止するために、Ｃｒ含量は過剰なほど低レベルに下げてはならない。このことは、最先端のＤＩＮ１．２３６５鋼（合金１１）の主要な欠点（すなわち、焼戻し抵抗は優れているが焼入性は低い）と考えることが出来る。表５は、こうしたＣｒ×焼入性問題を、膨張計試験結果に基づいて示している。ＩＰ２組成は、この点で理想的だと考え得るが、増加した焼戻し抵抗を与えるために、Ｈ１３鋼（合金１０）のそれよりも低いＣｒ含量を有するが、ＤＩＮ１．２３６５鋼（合金１１）のそれと同じほどには低くない。ＩＰ２合金のより高いＭｏ含量はまた、適切な焼入性の水準を達成するのを助けるが、Ｃｒ含量を減少させたことに由来する効果を埋め合わせ、大型工具への応用を可能にする。

合金１２及び他の最先端の合金のそれよりも低いＣｒ含量を用いることのさらなる利点は、十分な熱伝導性を維持できることである。図５に示したように、この特性は、Ｍｏ含量が増加するにつれて低下し（合金１２及び１０を比較せよ）、及びＣｒ含量が低下するにつれて上昇する傾向がある（合金１１及びＩＰ２）。それゆえ、熱間抵抗に関して理想的と考えられることに加えて、ＩＰ２合金のＣｒ及びＭｏ含量の組合せは、伝統的なＨ１３鋼（合金１０）のそれに比べて、さらにより高い水準に熱伝導性を維持することを可能とする。

優れた引っ張り強さは、最先端のＨ１１、Ｈ１３及びＤＩＮ１．２３６５合金（合金９から１１）に関連して、ＩＰ１及びＩＰ２合金で得られた別の利点である。こうした結果は、図６で比較できる。同様に、高焼戻し抵抗を有する合金１１に関係してＩＰ２合金の得られた利点に注意されたい。すなわち、優れた焼入性に加えて、ＩＰ２の化学組成のバランスは、この合金を合金１１よりも著しく靭性の高いものとしている。この場合、この効果は、実施例１で述べたように、主として、より低いＳｉ及びＰ含量に伴うものである。

「実施例３」フィールドテスト
次に、鍛造工具においてＨ１３鋼に対してＩＰ２合金を比較するフィールド試験について詳述する。結果は、損耗モード及び材料特性に基づいて解析した。

問題のプロセスは、高速温暖鍛造（図７ａ参照）に関するものである。鍛造された鋼片は、通常の熱間鍛造温度よりも低い温度に曝露されるにも拘わらず、処理速度が高いため、加熱された鋼片とマトリックスとの間の接触が長くなり、それにより表面が加熱される。プロセスはまた、高速冷却条件下で展開され、それにより表面領域において熱ショックを促進する。

プロセスデータ：
製品：シャフト端
工具：温暖鍛造精密パンチ
鍛造材料：改良ＳＡＥ１０４５及び１０５０鋼
鋼片温度：約９００℃
冷却：強制水冷
ブロウ吹き付け速度：高
以前に使用された工具鋼：ＡＩＳＩ Ｈ１３（硬度：５３ＨＲＣ）
試験鋼：ＩＰ２、同等硬度

図７ａは、その寿命を終えた後に分析されたパンチを示す。このタイプの鍛造では、精密度の高い部品を製造するので、１／１０ｍｍのオーダーの偏差でも製造される部品の品質を損なう。寿命の終わりは、突出している及び丸められた表面上の摩耗及び熱亀裂の発生によって生じる（図７ａ参照）。寿命が終わった後、マトリックスを破壊して分析した。図７ｂは硬度対接触表面からの距離に関するデータを示しているが、表面領域に近いところで硬度が減少していることに注意されたい。摩耗は、実際には、コアの硬度に関係なく、加工中に起こるこの硬度の低下に関連している。より低い硬度を有する表面は熱亀裂の発生に対してより敏感になるので、熱亀裂の発生もまた硬度の低下に伴って生じる。それゆえ、焼戻し抵抗を増加させることは工具の寿命をさらに延ばすのに不可欠である。

次いで、本発明の鋼ＩＰ２を試験して、応用できることが認められ、工具の寿命が５６％延長された。数値としては、工具の寿命が終わるまでに、Ｈ１３鋼で作製された５０００個の部品が鍛造され得たが、この数値は、ＩＰ２鋼で作製された７５００個の部品まで増加した。図４及び図６の、Ｈ１３（合金１０）及びＩＰ２鋼に対して展開された焼戻し曲線及び硬度対時間の比較分析によれば、現象をいっそう良く理解できる。両方の場合に対して、高温に曝したときに鋼の硬度は低下するが、低下が大きいほど、時間は長く、使用した温度も高い。しかし、合金ＩＰ２の高温における安定性はいっそう大きい。このように、鍛造工程中に、いっそう多い回数のストロークによって損耗が生じ、結果として、歩止まりが増加する。

Claims (10)

1. 質量パーセントで表して、
   ０．２０と０．５０の間のＣ、
   １．０より低いＳｉ、
   ０．０３０より低いＰ、
   ３．０と４．０の間のＣｒ、
   １．５と４．０の間のＭｏ、
   ０．１と２．０の間のＶ、
   １．５より低いＣｏのみから実質的になり、残部がＦｅ及び不可避な有害物質からなる合金元素の組成を有することを特徴とする、高焼戻し抵抗を有する鋼。
2. 質量パーセントで表して、
   ０．３０と０．５０の間のＣ、
   ０．８より低いＳｉ、
   ０．０２０より低いＰ、
   ３．０と４．０の間のＣｒ、
   ２．０と３．０の間のＭｏ、
   ０．１と１．０の間のＶ、
   １．０より低いＣｏのみから実質的になり、残部がＦｅ及び不可避な有害物質からなる合金元素の組成を有することを特徴とする、高焼戻し抵抗を有する鋼。
3. 質量パーセントで表して、
   ０．３０と０．４５の間のＣ、
   ０．５より低いＳｉ、
   ０．０１５より低いＰ、
   ３．２と３．９の間のＣｒ、
   ２．０と３．０の間のＭｏ、
   ０．３と１．０の間のＶ、
   １．０より低いＣｏのみから実質的になり、残部がＦｅ及び不可避な有害物質からなる合金元素の組成を有することを特徴とする、高焼戻し抵抗を有する鋼。
4. 質量パーセントで表して、
   ０．３０と０．４０の間のＣ、
   ０．４より低いＳｉ、
   ０．０１０より低いＰ、
   ３．５と３．９の間のＣｒ、
   ２．２と２．８の間のＭｏ、
   ０．３と０．８の間のＶ、
   ０．５より低いＣｏのみから実質的になり、残部がＦｅ及び不可避な有害物質からなる合金元素の組成を有することを特徴とする、高焼戻し抵抗を有する鋼。
5. Ｍｏ：Ｗの置換比が１Ｍｏ：２Ｗに対応することを特徴とする、請求項１から請求項４までのいずれかに記載の高焼戻し抵抗を有する鋼。
6. バナジウム：ニオブ／チタンの置換比が１Ｖ：２Ｎｂ／１Ｔｉに対応することを特徴とする、請求項１から請求項５までのいずれかに記載の高焼戻し抵抗を有する鋼。
7. 室温又は１３００℃までの温度で、固体又は液体材料の成形のための金型、マトリックス及び多回使用工具に適用される、請求項１から請求項６までのいずれかに記載の高焼戻し抵抗を有する鋼。
8. ３００℃と１３００℃の間の温度に曝される金属成形工具において使用され、かつ、鉄系又は非鉄系合金の鍛造、押出し又は鋳造などの他の用途においても使用される、請求項１から請求項６までのいずれかに記載の高焼戻し抵抗を有する鋼。
9. インゴット鋳造及び熱間／冷間成形を含む方法によって製造される、又は鋳造構造と共に使用される、高焼戻し抵抗を有する鋼。
10. 粉末冶金、粉末射出又は吹付け成形工程などの溶融金属の吹付け又は分散を含む方法によって製造される、高焼戻し抵抗を有する鋼。