JP2019019374A

JP2019019374A - 焼入れ性および靱性に優れた熱間工具鋼

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Publication number: JP2019019374A
Application number: JP2017138654A
Authority: JP
Inventors: 前田　雅人; Masahito Maeda; 雅人前田
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 2017-07-15
Filing date: 2017-07-15
Publication date: 2019-02-07
Anticipated expiration: 2037-07-15
Also published as: JP6903507B2

Abstract

【課題】大型製品の鍛造用金型に使用され、金型の中心部まで焼きが入り易く、靭性が高く、かつ靭性の異方性の小さい熱間工具鋼を得る。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．３７〜０．４５％、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．６〜１．５％、Ｎｉ：０．３〜１．０％、Ｃｒ：１．０〜２．０％、Ｍｏ：１．１〜１．４％、Ｖ：０．１〜０．３％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼からなり、さらに、合金成分の式Ｌ＝−０．４×Ｓｉ−９．７×Ｍｎ＋３．７×Ｎｉ＋５４．４×Ｍｏとするとき、式Ｌの値は５４〜６５であり、かつ、合金成分の式Ｙ＝−１７．１×Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．２×Ｎｉ＋０．５×Ｃｒ＋Ｍｏ＋５．０とするとき、式Ｙの値は０．０以上であること、を特徴とする、焼入れ性および靱性に優れた熱間工具鋼である。【選択図】なし

Description

本発明は、特に大型製品の鍛造に使用される金型において、金型中心まで焼きが入り易く、靭性が高く、かつ、靭性の異方性が小さい熱間工具鋼に関する。

鍛造に使用する熱間工具鋼からなる金型は、大割れが発生してしまうと使用できなくなる。そこで、このような鍛造用の金型に使用される熱間工具鋼には、靭性が求められている。さらに、熱間工具鋼を大形の金型に適用する場合は、熱間工具鋼に、金型の中心部まで十分に焼入れできる焼入れ性も求められる。ただし、焼入れ性を十分に確保可能とするために鋼中の合金元素を増やすと、硬さや焼入れ性は向上するものの、合金偏析を助長してしまうので、靱性が悪化する。また、鋼中に偏析が助長されると材料中に異方性が生じることから、金型を割り出す方向において、強度が弱い箇所が生じてきてしまう。

従来から熱間鍛造の金型に使用される材料として、ＪＩＳ規格のＳＫＤ６１の鋼種や同じくＪＩＳ規格のＳＫＴ４の鋼種が使用されている。しかし、ＳＫＤ６１は高い焼入れ性を有するが、靭性の異方性が大きく、またＳＫＴ４は高靭性であり靭性の異方性が小さいが焼入れ性が低い。そのため、これらの鋼種は高い焼入れ性と、高靭性および靭性の異方性が小さい特性とを兼ね備えた鋼種とはいえないものであった。

ところで、従来から、鍛造金型用の熱間工具鋼において、靱性に優れた鋼種としての発明が提案されている（例えば、特許文献１、特許文献２、および特許文献３参照。）。しかし、これらの発明には、鋼材の均質性や焼入れ性の確保のための制限がなく、したがって靭性の異方性が大きくなる場合や、金型の中心部まで十分に焼きが入らず靭性の低下が生じてしまうので、大型の鍛造用の金型に適用するための熱間工具鋼としては未だ十分なものとはいえないものであった。

また他にも、優れた耐摩耗寿命を得ることを可能にする靭性、延性のレベルが高く、かつ方向性の少ない等方性を備えた熱間加工用工具鋼（例えば、特許文献４参照。）や、優れた靱性を有する熱間工具鋼（例えば、特許文献５参照。）が開示されている。

しかし、合金元素が多くかつ靭性に優れている特性を得ることを目的として、介在物量を制限するための特殊な操業やソーキング熱処理といった、通常より多くの作業や工程を必要とすることで、鍛造金型用の熱間工具鋼として必要な靱性の均質性を確保しなければならず、そうした製造には、手間もコストもかかるといった問題があった。

特開２０１６−１６６３７９号公報特開平０４−３５８０４０号公報特開２０１３−２１３２５５号公報特公平０７−６５１４１号公報特開２０１５−１９３８６７号公報

本発明が解決しようとする課題は、大型製品の鍛造に使用される金型に適した、その中心部まで焼きが入り易く、靭性が高く、かつ、靭性の異方性が小さい特性を兼ね備えた熱間工具鋼を提供することである。

上述の課題を達成するために、発明者は鋭意開発を進めた結果、本願の請求項に示す化学成分からなる合金成分範囲および合金成分式Ｌ及びＹを満足することで、高い焼入れ性と、高い靭性および靭性の異方性が小さい特性を兼ね備えた熱間工具鋼が得られることを見出した。

上記の課題を解決するための本発明の第１の手段は、質量％で、Ｃ：０．３７〜０．４５％、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．６〜１．５％、Ｎｉ：０．３〜１．０％、Ｃｒ：１．０〜２．０％、Ｍｏ：１．１〜１．４％、Ｖ：０．１〜０．３％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼であって、
さらに、合金成分の式Ｌ＝−０．４×Ｓｉ−９．７×Ｍｎ＋３．７×Ｎｉ＋５４．４×Ｍｏとするとき、式Ｌの値が５４〜６５であり、
かつ、合金成分の式Ｙ＝−１７．１×Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．２×Ｎｉ＋０．５×Ｃｒ＋Ｍｏ＋５．０とするとき、式Ｙの値が０．０以上であること、を特徴とする、焼入れ性および靱性に優れた熱間工具鋼である。
ただし、上記の式Ｌおよび式Ｙでは、その式中の［各元素記号］の文字の部分には、各成分元素の量を％表記で示す際の数値のみを代入して値を求めるものとする。

また、上記の課題を解決するための本発明の第２の手段は、１０３０℃に加熱し、連続冷却したときのベイナイト変態の開始ノーズ時間が６０分以上であることを特徴とする、本発明の第１の手段に記載の熱間工具鋼である。

上記の手段とすることで、本願の発明は、大型製品の鍛造用の金型に適用した場合であっても、その金型の中心部まで焼きが入り易く、しかも靭性が高く、かつ、靭性の異方性が小さい、熱間工具鋼を得ることができる。

ここで、本願の発明を実施するための形態を以下に実施例を通じて説明する。その説明に先立って、まず、本願の手段の成分組成および式Ｌおよび式Ｙについての限定理由について詳述する。成分は、すべて質量％で記載する。

Ｃ：０．３７〜０．４５％
望ましくは、０．３９〜０．４３％
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れ性を高める成分である。Ｃが０．３７％より低すぎると、硬さ、耐磨耗性、焼入れ性において十分な効果が得られない。もっとも、Ｃが０．４５％より多すぎると、粗大な炭化物を形成し靱性を悪化させる。そこで、Ｃは０．３７〜０．４５％とする。さらに、焼入れ性が高くかつ靱性を悪化させないために、望ましくはＣは０．３９〜０．４３％とするとよい。

Ｓｉ：０．３〜１．２％
望ましくは、０．４〜１．１％
Ｓｉは、脱酸剤であり、基地の硬さを得るための成分であり、また切削時に工具表面に付着して酸化皮膜を形成し、工具の焼付きを抑制する。Ｓｉが０．３％より低すぎると、硬さや焼付き抑制といった効果が十分に得られない。もっともＳｉが１．２％より多すぎると、固溶強化が進み、靭性が悪化する。そこで、Ｓｉは０．３〜１．２％とする。さらに、硬さや焼付き抑制といった効果をより得るには、望ましくは、Ｓｉは０．４〜１．１％とするとよい。

Ｍｎ：０．６〜１．５％
望ましくは、０．７〜１．４％
Ｍｎは、脱酸剤であり、焼入れ性を得るための成分である。Ｍｎが０．６％より低すぎると、十分な焼入れ性を得ることができない。もっとも、Ｍｎが１．５％より多すぎると、マトリックスを脆化させ、靭性が悪化する。そこで、Ｍｎ：０．６〜１．５％とする。さらに、靱性を悪化させることなく、焼入れ性を十分に得るには、望ましくは、Ｍｎは０．７〜１．４％とするとよい。

Ｎｉ：０．３〜１．０％
望ましくは、０．５〜０．９％
Ｎｉは焼入れ性、靭性を得るための成分である。Ｎｉが０．３％より低すぎると、十分な焼入れ性と靱性が得られなくなる。もっとも、Ｎｉが１．０％より多すぎると、焼なましがされにくくなり、焼なまし時にミクロ組織が部分的に（フェライト＋球状炭化物）＋ベイナイト混晶組織になり、合金元素の分布が不均一となるので、被削性が低下することとなる。そこで、Ｎｉは０．３〜１．０％とする。さらに、焼入れ性と靱性を十分に得つつ、被削性を低下させないようにするには、望ましくは、Ｎｉは０．５〜０．９％とするとよい。

Ｃｒ：１．０〜２．０％
望ましくは、１．２〜１．８％
Ｃｒ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性を高める成分である。Ｃｒが１．０％より低すぎると、その効果を十分に得ることができなくなる。他方、Ｃｒが２．０％より高すぎると、粗大な炭化物を形成し靭性や軟化抵抗性が悪化する。そこで、Ｃｒは１．０〜２．０％とする。さらに、硬さ、耐磨耗性を向上させ、十分に焼入れ性を高めつつ、靱性や軟化抵抗性を悪化させないためには、望ましくは、１．２〜１．８％とするとよい。

Ｍｏ：１．１〜１．４％
Ｍｏ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性、焼戻し軟化抵抗性を高める成分である。Ｍｏが１．１％より低すぎると、その効果を十分に得ることができなくなる。他方、Ｍｏが１．４％より高すぎると、粗大な炭化物を形成し、靭性が悪化してしまう。そこで、Ｍｏは、１．１〜１．４％とする。

Ｖ：０．１〜０．３％
望ましくは、０．１〜０．２％
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。Ｖが０．１％より低すぎると、その効果を十分に得ることができない。他方、Ｖが０．３％より高すぎると、粗大な炭窒化物を形成し靭性、被削性が悪化してしまう。そこで、Ｖは、０．１〜０．３％とする。さらに、硬さ、耐磨耗性を向上させつつ、靱性を向上させ、被削性を悪化させないためには、望ましくは、０．１〜０．２％とするとよい。

式Ｌ：Ｌ＝−０．４×Ｓｉ−９．７×Ｍｎ＋３．７×Ｎｉ＋５４．４×Ｍｏ
Ｌの値：５４〜６５
ただし、上記の式Ｌでは、その式中の［各元素記号］の文字の部分には、各成分元素の量を％表記で示す際の数値のみを代入して値を求めるものとする。
この式Ｌの値は、靭性および靱性の等方性を表している。成分元素のＳｉ、Ｍｎが増えすぎると、素地の靭性が低下してくる。そこで、靭性向上に効果のあるＮｉ、Ｍｏの成分組成比を上げることで靭性は向上させることができるが、増やしすぎると成分偏析が顕著になりやすいので、Ｌ方向／Ｔ方向の靭性差が大きくなってしまう。そこで、Ｌの値を４５〜６５とすることで、素地の靭性が高く、Ｌ方向／Ｔ方向の靭性差の小さい鋼種が得られることとなる。

式Ｙ：Ｙ＝−１７．１×Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．２×Ｎｉ＋０．５×Ｃｒ＋Ｍｏ＋５
Ｙの値：０．０以上
ただし、上記の式Ｙでは、その式中の［各元素記号］の文字の部分には、各成分元素の量を％表記で示す際の数値のみを代入して値を求めるものとする。
この式で求められるＹの値は、焼入れ性を表す。０．０以上とすることで、焼入れ性を向上させる各元素量が多くなり、大形の金型でも中心部まで十分焼入れできる焼入れ性を確保することができる。Ｃは多くなると焼入れ性を向上させる元素の一部と結合して炭化物を形成し、焼入れ性を低下させるので、この式Ｙの値を０．０以上とすることで、焼入れ性を確保した適切な鋼を得ることができる。

１０３０℃に加熱し、連続冷却したときのベイナイト変態の開始ノーズ時間が６０分以上
連続冷却したときのベイナイト変態の開始ノーズ時間は、時間が長いほど焼入れ性に優れていることを示している。大形の金型でも中心部まで十分焼きが入る焼入れ性を確保し、中心部の靭性低下が起こらないようにするためには、焼入れ性が高いＪＩＳ鋼種のＳＫＤ６１と同等以上であることが望ましい。ＳＫＤ６１では、１０３０℃に加熱し、連続冷却したときのベイナイト変態の変態開始ノーズ時間は６０分である。そこで、１０３０℃に加熱し、連続冷却したときのベイナイト変態の開始ノーズ時間を６０分以上とした。

表１のＮｏ．１〜２４に、本願の発明鋼の供試材として、各化学成分および残部Ｆｅからなる鋼材の成分組成を、表１のＮｏ．２５〜４１に比較鋼の供試材の各化学成分および残部Ｆｅからなる鋼材の成分組成を示す。これらの成分組成の鋼材１００ｋｇを、それぞれ供試材として真空誘導溶解炉にて溶製し、これら溶製した鋼材をそれぞれ縦６０ｍｍと横６０ｍｍからなる角材に鍛伸し、これらの鍛伸した角材をシャルピー衝撃試験および焼入れ性の評価のために用いる角材とした。なお、表１には、式Ｌおよび式Ｙの計算結果の値も示している。

次いで、靭性を評価する試験片は次のようにして準備した。まず、上記の角材を６０ｍｍの長さに切断し、９５０℃に３０分加熱した後、油冷により焼入れを行った。
その後、５００〜６００℃に１時間加熱し、次いで空冷する焼戻し処理を２回繰り返すことで、４７ＨＲＣに調質した。
これらの焼入れ焼戻し処理を行った角材の中心部から、角１０ｍｍ、長さ５５ｍｍのシャルピー衝撃試験片を鍛伸方向（以下、「Ｌ方向」という。）およびＬ方向の直角方向（以下、「Ｔ方向」という。）を割出して、２ｍｍＵノッチの試験片に加工し、これらの試験片を用いて常温でシャルピー衝撃値を測定した。

一般に熱間鍛造に使用される工具鋼であるＪＩＳ鋼種のＳＫＤ６１では、焼入れ焼戻し硬さが４７ＨＲＣ、Ｌ方向の衝撃値が３８Ｊ／ｃｍ²、およびＴ方向の衝撃値が２８Ｊ／ｃｍ²が得られる。
そこで、下記の表２において、本願の発明鋼および比較鋼における、Ｌ方向およびＴ方向の衝撃値が共に４０Ｊ／ｃｍ²以上であれば十分な靱性が有るとして靱性値評価の欄に○と表記し、Ｌ方向またはＴ方向の衝撃値のどちらかが４０Ｊ／ｃｍ²より低ければ十分な靱性が得られない低靭性として靱性値の評価の欄に×と表記した。

さらに、一般にＪＩＳ鋼種のＳＫＤ６１は、Ｌ方向とＴ方向の靭性比（すなわち、Ｔ方向の衝撃値／Ｌ方向の衝撃値）は０．７である。そこで、表２において、本願の発明鋼および比較鋼における、Ｌ方向とＴ方向の靭性比が０．８以上であれば異方性が小さいとして衝撃値の評価欄に○と表記し、Ｌ方向とＴ方向の靭性比が０．８未満であれば異方性が大であるとして衝撃値の評価欄に×と表記した。

一方、本願の発明鋼および比較鋼における、焼入れ性を評価する試験片は、上記した縦６０ｍｍと横６０ｍｍからなる角材に鍛伸した、その角材の中心部から直径３ｍｍ×長さ１０ｍｍの鋼材を割り出して作製し、１０３０℃で３０分のオーステナイト化条件により、熱膨張法により連続冷却時のベイナイト変態の開始ノーズ時間を分単位で測定し、表２において、焼入れ性（分）と記載した。そして、本願の発明鋼および比較鋼におけるベイナイト変態の変態開始ノーズ時間が６０分以上であれば焼入れ性が良いとして焼入れ性の評価欄に○と表記し、ベイナイト変態開始ノーズ時間が６０分未満であれは焼入れ性が悪いとして焼入れ性の評価欄に×と表記した。

表１および表２に示す本願発明の実施例であるＮｏ．１〜２４の発明鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの化学成分の範囲がそれぞれ請求項１に規定する範囲内であり、靱性および靱性の等方性を表す式Ｌの値が５４〜６５の範囲内であり、焼入れ性を表す式Ｙの値が０．０以上であるので、試験片の鍛伸方向であるＬ方向のシャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ2以上でかつ鍛伸方向に直角方向であるＴ方向のシャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ2以上で衝撃値の評価が○であり、Ｌ方向とＴ方向の靱性比が０．８以上で靱性値の評価が○であり、ベイナイト変態の変態開始ノーズ時間が６０分以上であり焼入れ性の評価が○である。

以上に対して、表１および表２に示す比較鋼においては、
Ｎｏ．２５は、Ｃの含有量が本願発明の範囲の０．４５％よりも高Ｃのため、粗大な炭窒化物が増えて低靭性でかつ式Ｙの値が−１．９で０．０未満であり、焼入れ性のベイナイト変態開始ノーズ時間が５５分と６０分未満であり、焼入れ性の評価が×であって、焼入れ性が悪い。

Ｎｏ．２６は、Ｃの含有量が本願発明の範囲の０．３７％より低く低Ｃであるため、式Ｌの値が６６と６５より大となり、Ｌ方向とＴ方向の靱性比が０．７で異方性大きく、焼入れ性のベイナイト変態開始ノーズ時間が５８分と６０分未満であり、焼入れ性の評価が×で焼入れ性が悪い。

Ｎｏ．２７は、Ｓｉの含有量が２．０％と本願発明より高Ｓｉのため、Ｌ方向とＴ方向の衝撃値の値が低く、衝撃値の評価が×と悪い。

Ｎｏ．２８は、Ｓｉの含有量が０．１％と低Ｓｉのため、焼入れ性のベイナイト変態開始ノーズ時間が５７分と６０分未満であり、焼入れ性の評価が×で焼入れ性が悪い。

Ｎｏ．２９は、Ｍｎの含有量が２．０％と本願発明より高Ｍｎのため、Ｌ方向とＴ方向のシャルピー衝撃値が共に４０Ｊ／ｃｍ²より低く、衝撃値評価が×である。

Ｎｏ．３０は、Ｍｎの含有量が０．３％と本願発明より低Ｍｎであり、焼入れ性のベイナイト変態開始ノーズ時間が２５分と６０分未満であり、焼入れ性の評価が×で焼入れ性が悪い。

Ｎｏ．３１は、Ｎｉの含有量が１．５％と本願発明より高Ｎｉであり、式Ｌの値が７０と本願発明より大となり、Ｌ方向シャルピー衝撃値の４１Ｊ／ｃｍ²に比してＴ方向シャルピー衝撃値が２８Ｊ／ｃｍ²と低く、異方性が大きく、衝撃値評価が×であり、Ｌ方向とＴ方向の靱性比が０．７で靱性値の評価が×と悪い。

Ｎｏ．３２は、Ｎｉの含有量が０．０％と本願発明より低Ｎｉであり、Ｌ方向シャルピー衝撃値とＴ方向シャルピー衝撃値が共に本願発明より低く、衝撃値の評価が×である。

Ｎｏ．３３は、Ｃｒの含有量が５．０％と本願発明より高Ｃｒであり、式Ｌの値が本願は積みよりやや高く、Ｌ方向シャルピー衝撃値およびＴ方向シャルピー衝撃値に異方性がありかつ共に値が低く、衝撃値の評価が×である。また、Ｌ方向とＴ方向の靱性比が０．７であり、靱性値の評価が×と悪い。

Ｎｏ．３４は、Ｃｒの含有量が０．５％と本願発明より低Ｃｒであり、Ｌ方向とＴ方向のシャルピー衝撃値の異方性があり、衝撃値の評価は×であり、焼入れ性のベイナイト変態開始ノーズ時間が３３分と６０分未満であり、焼入れ性の評価が×で焼入れ性が悪い。

Ｎｏ．３５は、Ｍｏの含有量が２．０％と本願発明より高Ｍｏであり、粗大な炭窒化物が増え、式Ｌの値が１０３と本願発明より大となり、靭性比が０．３と低くなって異方性大きい。

Ｎｏ．３６は、Ｍｏの含有量が０．６％と本願発明より低Ｍｏであり、式Ｌの値が２３と小となり、Ｌ方向およびＴ方向シャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ²より小さく、衝撃値の評価が×であり、焼入れ性のベイナイト変態開始ノーズ時間が４４分と６０分未満であり、焼入れ性の評価が×で焼入れ性が悪い。

Ｎｏ．３７は、Ｖの含有量が１．０％と本願発明より高Ｖであり、Ｌ方向とＴ方向のシャルピー衝撃値の異方性があり、衝撃値の評価は×であり、粗大な炭窒化物が増え、低靭性であり、Ｌ方向とＴ方向の靱性比が０．７で靱性値の評価が×と悪い。

Ｎｏ．３８は、Ｖの含有量が０．０％と本願発明より低Ｖであり、結晶粒大となり、Ｌ方向およびＴ方向シャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ²より小さく、衝撃値の評価が×であり、焼入れ性のベイナイト変態開始ノーズ時間が５７分と６０分未満であり、焼入れ性の評価が×で焼入れ性が悪い。

Ｎｏ．３９は、式Ｌの値が７７と本願発明より大であり、Ｔ方向の衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ²と異方性があり、衝撃値の評価が×であり、靭性比が０．７で靱性値の評価が×と悪い。

Ｎｏ．４０は、式Ｌの値が５３と本願発明よりやや大であり、Ｌ方向シャルピー衝撃値とＴ方向シャルピー衝撃値が共に本願発明より低く、衝撃値の評価が×である。

Ｎｏ．４１は、式Ｙの値が−０．１と０．０未満であり、焼入れ性のベイナイト変態開始ノーズ時間が４５分と６０分未満であり、焼入れ性の評価が×で焼入れ性が悪い。

Claims

質量％で、Ｃ：０．３７〜０．４５％、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．６〜１．５％、Ｎｉ：０．３〜１．０％、Ｃｒ：１．０〜２．０％、Ｍｏ：１．１〜１．４％、Ｖ：０．１〜０．３％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼であって、
さらに、合金成分の式Ｌ＝−０．４×Ｓｉ−９．７×Ｍｎ＋３．７×Ｎｉ＋５４．４×Ｍｏとするとき、式Ｌの値は５４〜６５であり、
かつ、合金成分の式Ｙ＝−１７．１×Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．２×Ｎｉ＋０．５×Ｃｒ＋Ｍｏ＋５．０とするとき、式Ｙの値は０．０以上であること
（ただし、上記の式Ｌおよび式Ｙでは、その式中の［各元素記号］の文字の部分には、各成分元素の量を％表記で示す際の数値のみを代入して値を求めるものとする。）
を特徴とする、焼入れ性および靱性に優れた熱間工具鋼。
１０３０℃に加熱し、連続冷却したときのベイナイト変態の開始ノーズ時間が６０分以上であることを特徴とする請求項１に記載の熱間工具鋼。