JP2015224361A - 低温焼入れ可能な高硬度高靭性の冷間工具鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】 使用条件が特に過酷な冷間加工用の鍛造金型、フォーミングロールあるいは転造ダイスなどに好適な高硬度高靱性冷間工具鋼を提供する。【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．６〜０．９％、Ｓｉ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：４．０〜６．５％、Ｍｏ＋Ｗ／２：２．０超〜５．０％、Ｖ：０．１〜０．４％、Ｎ：１００超〜５００ｐｐｍ未満を含有し、Ｈ＝２．１０Ｃ＋０．８３Ｓｉ−０．２７Ｃｒ＋０．１９（Ｍｏ＋１／２Ｗ）＋０．２５Ｖとするとき、Ｈ≧０．８２、好ましくはＨ≧１．０３を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、粒径１０μｍ以下のＭ2Ｃ型炭化物およびＭ6Ｃ型炭化物の分布密度が１５０個／ｍｍ2を満足する、溶解法により製造された硬さ６３ＨＲＣ以上を有する低温焼入れ可能な高硬度高靭性冷間工具鋼。【選択図】 なし
Description
本発明は、鍛造金型、フォーミングロールあるいは転造ダイスなどの使用条件が特に過酷な冷間加工用として好適な高硬度、高靱性の冷間工具鋼、特に焼結法あるいは溶解法のうち、今まで溶解法では困難であった高硬度で高靱性の金型および工具用の鋼を溶解法により製造した冷間工具鋼に関する。
近年、冷間加工技術の発展に伴って、従来より高硬度の被加工材の加工量が増大するなどして、金型の使用条件が過酷化している。そのため、ＪＩＳで規定される冷間工具鋼のＳＫＤ１１や、８％Ｃｒ系冷間工具鋼といった６０〜６２ＨＲＣ程度の硬さしか得られない鋼では、金型表面が被加工材により削られたり、また加工時に金型にかかる応力に耐えられず欠けが生じて大割れを起こしたりして、早期に金型寿命となっている。このことから、６３ＨＲＣ以上の硬さがあり、かつ、靭性の高い材料が求められている。また、経済性の観点から、安価に製造でき、またＳＫＤ１１や、８％Ｃｒ系冷間工具鋼といった汎用ダイス鋼と同様、１０２０〜１０６０℃の低温域からの焼入れ処理（以下、「低温焼入れ」という。）で高硬度が得られることが求められている。
６３ＨＲＣを超える硬さの鋼材を得るために、例えばＪＩＳで規定される高速度工具鋼のＳＫＨ５１や、Ｃ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｃｏ等の合金元素を多量に加えて、多量の硬質炭化物を析出させることで高硬度を得ている、１０００℃程度の低温焼入、および、１２００℃程度の高温焼入の何れにおいても６５ＨＲＣ以上の硬さを確保可能な高速度工具鋼が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。しかし、この提案の高速度工具鋼は合金元素量が多く、また粗大な一次炭化物が多く鋼材中に存在するため、金型材料費が高くなるだけでなく靭性および疲労強度が低い。
さらに、高性能転造ダイス用鋼およびその製造方法が提案されている（例えば、特許文献２参照。）。しかし、このダイス用鋼は粗大な一次炭化物をなくすための特別な製造方法や焼入れに制約があるため、ダイス材料自体のコストが上り、さらにダイスの熱処理も特別に実施する必要があるため、金型製造コストが高くなる。
また、一次炭化物の微細化を図り、靭性を向上させた、粉末冶金法で製造した粉末高速度工具鋼からなる高精度金型用鋼も開発されている（例えば、特許文献３参照。）。しかし、この粉末高速度工具鋼（粉末ハイス）は値段が高く、またダイス鋼で通常行われる低温焼入温度よりも、高い温度で焼入れを行う必要があり、そこでより高温で加熱が可能な特殊な加熱炉が必要となり、また、そのダイス用鋼で作製したダイスは、他のダイスと同時に熱処理が出来ず、そのダイスのみで熱処理する必要があり、金型製造コストが高いという問題があった。
上記の粉末冶金法による粉末ハイスとするとコストがかかる問題があるので、本発明が解決しようとする課題は、鍛造金型、フォーミングロールあるいは転造ダイスなどの使用条件が特に過酷な冷間加工用として好適な、溶解法で製造された、ダイス鋼で通常行われる低温焼入れしても高硬度が得られる、高靱性冷間工具鋼およびその金型並びに工具を提供することである。
発明者が鋭意開発を進めた結果、冷間工具用鋼の化学成分のうちの特定の成分からなる合金成分式をＨとするとき、Ｈが一定以上の値となることで、ダイス鋼で通常行われる低温焼入温度である１０２０〜１０６０℃の範囲でも、焼戻し後に６３ＨＲＣ以上が得られ、かつ、溶解法でも、粗大な一次炭化物が少ない、高靱性の鋼が得られることを見出した。さらに、合金成分式Ｈが一定以上の値となる鋼材を焼入焼戻し、その鋼在中に存在している炭化物に注目して解析を行ったところ、粒径１０μｍ以下のＭ2Ｃ型およびＭ6Ｃ型炭化物が多く存在する、すなわちＭ2Ｃ型およびＭ6Ｃ型炭化物の分布密度が高い鋼材の方が、焼戻し後により高硬度が得られることを見出した。本発明の手段は、これらの結果に基づきなされたものである。
すなわち、本発明の課題を解決するための手段は、請求項１の手段では、質量％で、Ｃ：０．６〜０．９％、Ｓｉ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：４．０〜６．５％、Ｍｏ＋Ｗ／２：２．０超〜５．０％、Ｖ：０．１〜０．４％、Ｎ：１００超〜５００ｐｐｍ未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、Ｈ＝２．１０Ｃ＋０．８３Ｓｉ−０．２７Ｃｒ＋０．１９（Ｍｏ＋１／２Ｗ）＋０．２５Ｖとするとき、合金成分式Ｈ≧０．８２を満足し、溶解法により製造された６３ＨＲＣ以上の硬さを有する鋼である、低温焼入れ可能な高硬度高靭性冷間工具鋼である。
請求項２の手段では、溶解法により製造された６３ＨＲＣ以上の硬さを有する鋼は粒径１０μｍ以下のＭ2Ｃ型およびＭ6Ｃ型炭化物の分布密度が１５０個／ｍｍ2以上を満足する、請求項１の手段の低温焼入れ可能な高硬度高靭性冷間工具鋼である。
これら手段とすることで、使用条件が特に過酷な冷間加工用の鍛造金型、フォーミングロールあるいは転造ダイスなどに好適な高硬度で高靱性の冷間工具鋼が得られる。
本願発明の手段の化学成分等の構成要件について順次説明することとする。先ず、本願の手段の高硬度高靭性冷間工具鋼の化学成分について説明する。なお、％は質量％で示すものとする。
Ｃ：０．６〜０．９％
Ｃは、硬質炭化物を形成し、硬さ、耐摩耗性を向上させるとともに、焼入性を高める成分である。その効果を得るためには、Ｃは０．６％以上が必要である。しかし、Ｃは０．９％を超えると、粗大な炭化物を形成して靭性を悪化させる。そこで、Ｃは０．６〜０．９％とし、好ましくはＣは０．７〜０．９％とする。
Ｃは、硬質炭化物を形成し、硬さ、耐摩耗性を向上させるとともに、焼入性を高める成分である。その効果を得るためには、Ｃは０．６％以上が必要である。しかし、Ｃは０．９％を超えると、粗大な炭化物を形成して靭性を悪化させる。そこで、Ｃは０．６〜０．９％とし、好ましくはＣは０．７〜０．９％とする。
Ｓｉ：０．６〜１．０％
Ｓｉは、脱酸剤として必要な成分であり、さらに得られた鋼の基地の硬さを得るために必要な成分である。その効果を得るためには、Ｓｉは０．７％以上が必要である。しかし、Ｓｉは０．９％を超えると靱性および加工性を悪化させる。そこで、Ｓｉは０．６〜１．０％とし、好ましくは０．７〜０．９％とする。
Ｓｉは、脱酸剤として必要な成分であり、さらに得られた鋼の基地の硬さを得るために必要な成分である。その効果を得るためには、Ｓｉは０．７％以上が必要である。しかし、Ｓｉは０．９％を超えると靱性および加工性を悪化させる。そこで、Ｓｉは０．６〜１．０％とし、好ましくは０．７〜０．９％とする。
Ｍｎ：０．１〜０．６％
Ｍｎは、脱酸剤として必要な成分であり、さらに焼入性を得るために必要な成分である。その効果を得るためには、Ｍｎは０．１％以上が必要である。しかし、Ｍｎは０．６％を超えると、鋼のマトリックスを脆化させ、靭性を悪化させる。そこで、Ｍｎは０．１〜０．６％とし、好ましくは０．２〜０．６％とする。
Ｍｎは、脱酸剤として必要な成分であり、さらに焼入性を得るために必要な成分である。その効果を得るためには、Ｍｎは０．１％以上が必要である。しかし、Ｍｎは０．６％を超えると、鋼のマトリックスを脆化させ、靭性を悪化させる。そこで、Ｍｎは０．１〜０．６％とし、好ましくは０．２〜０．６％とする。
Ｃｒ：４．０〜６．５％
Ｃｒは、硬質炭化物を形成し、硬さおよび耐摩耗性を向上させるとともに焼入性を高める成分であり、その効果を得るためには、Ｃｒは４．５％以上が必要である。しかし、Ｃｒは６．５％を超えると、粗大な炭化物を形成し、靭性および軟化抵抗性を悪化させる。そこで、Ｃｒは４．０〜６．５％とし、好ましくは４．５〜６．３％とする。
Ｃｒは、硬質炭化物を形成し、硬さおよび耐摩耗性を向上させるとともに焼入性を高める成分であり、その効果を得るためには、Ｃｒは４．５％以上が必要である。しかし、Ｃｒは６．５％を超えると、粗大な炭化物を形成し、靭性および軟化抵抗性を悪化させる。そこで、Ｃｒは４．０〜６．５％とし、好ましくは４．５〜６．３％とする。
Ｍｏ＋Ｗ／２：２．０超〜５．０％
先ず、Ｍｏ＋Ｗ／２における、Ｗはその１／２がＭｏ相当量であるので、これらのＭｏ＋Ｗ／２はＭｏ相当量である。このＭｏ＋Ｗ／２は、硬質炭化物を形成し、鋼材の硬さおよび耐摩耗性を向上させるとともに焼入性および焼戻し軟化抵抗性を高める成分である。その効果を得るためには、Ｍｏ＋Ｗ／２は２．０％を超える量が必要である。しかし、Ｍｏ＋Ｗ／２は粗大な炭化物を形成し、靭性を悪化させる。そこで、Ｍｏ＋Ｗ／２は２．０超〜５．０％、好ましくは２．２〜４．０％とする。
先ず、Ｍｏ＋Ｗ／２における、Ｗはその１／２がＭｏ相当量であるので、これらのＭｏ＋Ｗ／２はＭｏ相当量である。このＭｏ＋Ｗ／２は、硬質炭化物を形成し、鋼材の硬さおよび耐摩耗性を向上させるとともに焼入性および焼戻し軟化抵抗性を高める成分である。その効果を得るためには、Ｍｏ＋Ｗ／２は２．０％を超える量が必要である。しかし、Ｍｏ＋Ｗ／２は粗大な炭化物を形成し、靭性を悪化させる。そこで、Ｍｏ＋Ｗ／２は２．０超〜５．０％、好ましくは２．２〜４．０％とする。
Ｖ：０．１〜０．４％
Ｖは、硬質炭化物を形成し、硬さ、耐摩耗性を向上させるとともに、焼入れ時の結晶粒の粗大化を抑制する効果があり、靭性の向上に寄与する成分である。その効果を得るためには、Ｖは０．１％以上が必要である。しかし、Ｖは０．４％を超えると、粗大な炭窒化物を形成し、靭性および被削性を悪化させる。そこで、Ｖは０．１〜０．４％とし、好ましくは０．２〜０．４％とする。
Ｖは、硬質炭化物を形成し、硬さ、耐摩耗性を向上させるとともに、焼入れ時の結晶粒の粗大化を抑制する効果があり、靭性の向上に寄与する成分である。その効果を得るためには、Ｖは０．１％以上が必要である。しかし、Ｖは０．４％を超えると、粗大な炭窒化物を形成し、靭性および被削性を悪化させる。そこで、Ｖは０．１〜０．４％とし、好ましくは０．２〜０．４％とする。
Ｎ：１００超〜５００ｐｐｍ未満
Ｎは、窒化物を形成するために必要な成分であり、形成された窒化物は結晶粒の粗大化を防止し、靭性の低下を抑制するために、Ｎは１００ｐｐｍ超が必要である。しかし、Ｎは５００ｐｐｍ以上であると、粗大な窒化物を形成し靭性を悪化させる。そこで、Ｎ：１００超〜５００ｐｐｍ未満とし、好ましくは１００超〜３５０ｐｐｍとする。
Ｎは、窒化物を形成するために必要な成分であり、形成された窒化物は結晶粒の粗大化を防止し、靭性の低下を抑制するために、Ｎは１００ｐｐｍ超が必要である。しかし、Ｎは５００ｐｐｍ以上であると、粗大な窒化物を形成し靭性を悪化させる。そこで、Ｎ：１００超〜５００ｐｐｍ未満とし、好ましくは１００超〜３５０ｐｐｍとする。
Ｈ＝２．１０Ｃ＋０．８３Ｓｉ−０．２７Ｃｒ＋０．１９（Ｍｏ＋１／２Ｗ）＋０．２５Ｖとするとき、Ｈ≧０．８２
Ｈは、上記の成分範囲を満たす鋼の焼戻し時に、ニ次硬化に寄与する成分元素の寄与状態を示す値である。上記の成分範囲を満たすとき、Ｃ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ量が増えることでＭ2Ｃ型炭化物やＭ6Ｃ型炭化物といった二次硬化を起こす二次炭化物が焼戻処理時に多く析出し、Ｓｉはその析出を促進するが、Ｃｒが多すぎると一次炭化物として析出して固溶Ｃを低下させてしまい、二次硬化量が減り、硬さが出ない。これら成分のバランスを式で表したのがＨであり、Ｈ≧０．８２となれば６３ＨＲＣ以上が得られ、好ましくはＨ≧１．０３となればより安定して６３ＨＲＣ以上が得られる。
Ｈは、上記の成分範囲を満たす鋼の焼戻し時に、ニ次硬化に寄与する成分元素の寄与状態を示す値である。上記の成分範囲を満たすとき、Ｃ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ量が増えることでＭ2Ｃ型炭化物やＭ6Ｃ型炭化物といった二次硬化を起こす二次炭化物が焼戻処理時に多く析出し、Ｓｉはその析出を促進するが、Ｃｒが多すぎると一次炭化物として析出して固溶Ｃを低下させてしまい、二次硬化量が減り、硬さが出ない。これら成分のバランスを式で表したのがＨであり、Ｈ≧０．８２となれば６３ＨＲＣ以上が得られ、好ましくはＨ≧１．０３となればより安定して６３ＨＲＣ以上が得られる。
硬さ：６３ＨＲＣ以上
冷間工具鋼の硬さは、６３ＨＲＣ未満では、高硬度材を加工することができない。そこで、冷硬さは６３ＨＲＣ以上とする。
冷間工具鋼の硬さは、６３ＨＲＣ未満では、高硬度材を加工することができない。そこで、冷硬さは６３ＨＲＣ以上とする。
冷間工具鋼：溶解法により製造
冷間工具鋼は溶解法により製造する方法と粉末冶金により製造する方法があるが、粉末冶金により粉末ハイスとして製造する場合は、材料コストがかかる。そこで、材料コストを抑制するために、冷間工具鋼は溶解法により製造するものとする。
冷間工具鋼は溶解法により製造する方法と粉末冶金により製造する方法があるが、粉末冶金により粉末ハイスとして製造する場合は、材料コストがかかる。そこで、材料コストを抑制するために、冷間工具鋼は溶解法により製造するものとする。
粒径１０μｍ以下のＭ2Ｃ型炭化物やＭ6Ｃ型炭化物の分布密度が１５０個／ｍｍ2以上
粒径１０μｍ以下のＭ2Ｃ型炭化物やＭ6Ｃ型炭化物は、高硬度の焼戻硬さを得るのに必要な炭化物である。ただし、成長して粗大化した１０μｍ超となるＭ2Ｃ型炭化物やＭ6Ｃ型炭化物は硬さに影響しない。また、粒径１０μｍ以下のＭ2Ｃ型炭化物やＭ6Ｃ型炭化物の分布密度が１５０個／ｍｍ2未満であると、６３ＨＲＣ以上の硬さが得られないため、Ｍ2Ｃ型炭化物やＭ6Ｃ型炭化物の粒径を１０μｍ以下、Ｍ2Ｃ型炭化物やＭ6Ｃ型炭化物の分布密度は１５０個／ｍｍ2以上とした。
粒径１０μｍ以下のＭ2Ｃ型炭化物やＭ6Ｃ型炭化物は、高硬度の焼戻硬さを得るのに必要な炭化物である。ただし、成長して粗大化した１０μｍ超となるＭ2Ｃ型炭化物やＭ6Ｃ型炭化物は硬さに影響しない。また、粒径１０μｍ以下のＭ2Ｃ型炭化物やＭ6Ｃ型炭化物の分布密度が１５０個／ｍｍ2未満であると、６３ＨＲＣ以上の硬さが得られないため、Ｍ2Ｃ型炭化物やＭ6Ｃ型炭化物の粒径を１０μｍ以下、Ｍ2Ｃ型炭化物やＭ6Ｃ型炭化物の分布密度は１５０個／ｍｍ2以上とした。
質量％で、表１に示すＮｏ．１〜１８の発明鋼とＮｏ．１９〜３２の比較鋼の各化学成分からなる鋼の１００ｋｇを、真空誘導溶解炉にて溶製し、得られた鋼を縦横５０ｍｍの角材に鍛伸した後、１０５０℃に加熱し、それぞれ３０分保持して空冷する焼入処理し、次いで、発明鋼および比較鋼ともに５００〜６００℃に加熱して１時間保持した後に空冷する、焼戻処理を２回以上繰り返した。炭化物の分布密度は、前記の焼入焼戻し試料の中心から、縦横１０ｍｍで長さ１５ｍｍの試験片を割り出し、鏡面研磨を行った後、長さ方向の面をイオンミリングによって平滑にした試験片を用いた。各試験片のイオンミリングした長さ方向の面を、ＳＥＭを用いてその面の中央部を１０００倍に拡大したときの組織写真を３枚撮影した。そして各写真内で観測された粒径１０μｍ以下のＭ2Ｃ型炭化物およびＭ6Ｃ型炭化物の分布密度を画像解析装置を用いて測定し、その平均値を分布密度とした。表１に上記の化学成分と、成分元素の寄与状態を示すＨの値と、焼入温度と、これらの鋼に形成された粒径１０μｍ以下のＭ2Ｃ型およびＭ6Ｃ型炭化物の分布密度を表１に示す。
さらに、上記の方法で得られた表１に示すＮｏ．１〜１８の発明鋼とＮｏ．１９〜３２の比較鋼における焼戻し処理した鋼材の硬さおよびシャルピー衝撃値を表２に示す。この表２の記載では、鋼材の硬さは、５００℃以上の焼戻処理温度範囲で最も高い硬さで評価し、鋼材の硬さが６３ＨＲＣ以上のときは○とし、６３ＨＲＣ未満のときは×とした。靱性を示すシャルピー衝撃値は、前記の焼入焼戻し試料から、縦横１０ｍｍで長さ５５ｍｍの、１０Ｒ−２ｍｍＣノッチのシャルピー試験片を割出し、衝撃値の測定を行った。ＪＩＳ鋼種のＳＫＨ５１は６３ＨＲＣ以上の硬さが得られる鋼種であり、粉末冶金により製造されたＪＩＳ鋼種のＳＫＨ５１は６３ＨＲＣで２５Ｊ／ｃｍ2の衝撃値が得られる。そこで、この２５Ｊ／ｃｍ2を基準とし、溶解法により製造の冷間工具鋼において、この２５Ｊ／ｃｍ2以上に高い衝撃値が得られれば良いと評価して○で示し、この２５Ｊ／ｃｍ2より低い衝撃値しか得られなければ悪いと評価して×で示した。
以上の結果、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ＋Ｗ／２、Ｖいずれかの成分量が低く外れた鋼種は硬さが低く、またＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ＋Ｗ／２、Ｖのいずれかの成分量が高く外れた鋼種はシャルピー衝撃値が低く、さらにＨの値が範囲外の０．９２未満のものは硬さが低く、さらに炭化物分布密度が１５０個／ｍｍ2より低いものは硬さが低いことを示している。
Claims (2)
- 質量％で、Ｃ：０．６〜０．９％、Ｓｉ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：４．０〜６．５％、Ｍｏ＋Ｗ／２：２．０超〜５．０％、Ｖ：０．１〜０．４％、Ｎ：１００超〜５００ｐｐｍ未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、Ｈ＝２．１０Ｃ＋０．８３Ｓｉ−０．２７Ｃｒ＋０．１９（Ｍｏ＋１／２Ｗ）＋０．２５Ｖとするとき、Ｈ≧０．８２を満足し、かつ、溶解法により製造された６３ＨＲＣ以上の硬さを有する鋼であることを特徴とする低温焼入れ可能な高硬度高靭性冷間工具鋼。
- 溶解法により製造された６３ＨＲＣ以上の硬さを有する鋼は、粒径１０μｍ以下のＭ2ＣおよびＭ6Ｃからなる炭化物の分布密度が１５０個／ｍｍ2以上を満足することを特徴とする請求項１に記載の低温焼入れ可能な高硬度高靭性冷間工具鋼。
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| JP2014009396A (ja) * | 2012-07-02 | 2014-01-20 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 高硬度高靭性の冷間工具鋼 |
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2014
- 2014-05-27 JP JP2014109053A patent/JP6472174B2/ja active Active
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