JP2021031695A - 靱性に優れた熱間工具鋼 - Google Patents
靱性に優れた熱間工具鋼 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2021031695A JP2021031695A JP2019149874A JP2019149874A JP2021031695A JP 2021031695 A JP2021031695 A JP 2021031695A JP 2019149874 A JP2019149874 A JP 2019149874A JP 2019149874 A JP2019149874 A JP 2019149874A JP 2021031695 A JP2021031695 A JP 2021031695A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- toughness
- change
- max
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Abstract
【課題】特性の安定した高靭性の熱間工具鋼を提供する。【解決手段】Ｃ：０．３０〜０．４２％、Ｓｉ：０．１５〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜０．５０％、Ｃｒ：４．５０〜６．００％、Ｍｏ：１．００〜２．２０％、Ｖ：０．３０〜０．６０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：１３０ｐｐｍ以下、Ｏ：２０ｐｐｍ以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で、粗大炭化物の晶出し易さを表す指標Ｓ’＝（［Ｃ］−０．２）×（２［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋６［Ｖ］）≦３．１を満足し、１６０μｍ×１０００μｍ中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの最大値と最小値の差をそれぞれ０．２５％、０．２５％、１．２５％、１．２０％、０．３０％以下、偏析部の１μｍ当たりのＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの変化度合いをそれぞれ０．００２５％／μｍ、０．００３０％／μｍ、０．１２５％／μｍ、０．１０５％／μｍ、０．００２５％／μｍ以下とする。【選択図】図１
Description
この発明は、熱間鍛造、熱間押出、ダイカストその他の鋳造などに用いる熱間金型用鋼に好適な熱間工具鋼に関する。
熱間工具は、高温の被加工材や硬質な被加工材と接触しながら使用されるため、熱疲労や衝撃に耐えうる強度と靭性を兼ね備えている必要がある。そのため、従来、熱間工具の分野においては、例えばＪＩＳ Ｇ４４０４の鋼種であるＳＫＤ６１系の合金工具鋼が用いられている。
しかしながら、Ｖが多いので、粗大な炭窒化物が形成されることで靭性、加工性が悪化しやすい。
しかしながら、Ｖが多いので、粗大な炭窒化物が形成されることで靭性、加工性が悪化しやすい。
また、ＳＫＤ６１の構成元素のバランスを見直した高靭性で高強度な熱間工具鋼が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。
また、添加量を見直すことに加えて、多種の不純物の含有量を規制管理した、靱性に優れた熱間工具鋼が提案されている（例えば、特許文献２参照。）。
さらに、合金成分範囲の限定と、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖといった成分の偏析度合いを限定することで、靭性に優れる熱間工具鋼が提案されている（例えば、特許文献３参照。）。
しかしながら、これらの特許文献に提案されている熱間工具鋼であっても、十分な靭性の向上が得られるとは限らず、規定された範囲であっても特性にばらつきが生じる場合があった。
本発明が解決しようとする課題は、特性の安定した高靭性の熱間工具鋼を提供することである。
そこで、上述の課題を解決するために、本願の発明者は鋭意に研究開発を進めたところ、熱間工具鋼において、高靭性を阻害している要因には、炭化物形成元素の偏析度合いに加えて、これ以外にも、固溶強化に関わる元素の偏析や、さらには元素が偏析している幅などが、靭性の低下に影響していることを見出して、本発明に至った。
上記の課題を解決するための本発明の手段は、第１の手段では、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４２％、Ｓｉ：０．１５〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜０．５０％、Ｃｒ：４．５０〜６．００％、Ｍｏ：１．００〜２．２０％、Ｖ：０．３０〜０．６０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：１３０ｐｐｍ以下、Ｏ：２０ｐｐｍ以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、
この鋼の粗大炭化物の晶出し易さを表す指標をＳ’とするとき、
Ｓ’＝（［Ｃ］−０．２）×（２［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋６［Ｖ］）のＳ’の値が３．１以下であって、
この鋼の１６０μｍ×１０００μｍ中におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の成分量の最大値と最小値の差は、
Ｃmax−Ｃmin：０．２５％以下、
Ｍｎmax−Ｍｎmin：０．２５％以下、
Ｃｒmax−Ｃｒmin：１．２５％以下、
Ｍｏmax−Ｍｏmin：１．２０％以下、
Ｖmax−Ｖmin：０．３０％以下であり、
さらに、この鋼の偏析部の１μｍ当たりのＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素成分の変化度合いの値は、
Ｃ変化：０．００２５％／μｍ以内、
Ｍｎ変化：０．００３０％／μｍ以内、
Ｃｒ変化：０．１２５％／μｍ以内、
Ｍｏ変化：０．１０５％／μｍ以内、
Ｖ変化：０．００２５％／μｍ以内であること、
を特徴とする靭性に優れた熱間工具鋼である。
この鋼の粗大炭化物の晶出し易さを表す指標をＳ’とするとき、
Ｓ’＝（［Ｃ］−０．２）×（２［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋６［Ｖ］）のＳ’の値が３．１以下であって、
この鋼の１６０μｍ×１０００μｍ中におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の成分量の最大値と最小値の差は、
Ｃmax−Ｃmin：０．２５％以下、
Ｍｎmax−Ｍｎmin：０．２５％以下、
Ｃｒmax−Ｃｒmin：１．２５％以下、
Ｍｏmax−Ｍｏmin：１．２０％以下、
Ｖmax−Ｖmin：０．３０％以下であり、
さらに、この鋼の偏析部の１μｍ当たりのＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素成分の変化度合いの値は、
Ｃ変化：０．００２５％／μｍ以内、
Ｍｎ変化：０．００３０％／μｍ以内、
Ｃｒ変化：０．１２５％／μｍ以内、
Ｍｏ変化：０．１０５％／μｍ以内、
Ｖ変化：０．００２５％／μｍ以内であること、
を特徴とする靭性に優れた熱間工具鋼である。
ＪＩＳ Ｇ４４０４記載の鋼種であるＳＫＤ６１の焼戻し硬さが４５ＨＲＣのとき、シャルピー衝撃値が２０／ｃｍ2であるのに比して、本願の第１の手段では、３０Ｊ／ｃｍ2以上のシャルピー衝撃値が得られるなど、本願の発明の手段によると、靭性に優れた熱間工具鋼が安定して得られる。
本発明を実施するための形態の説明に先立って、まず、本願の請求項に係る熱間工具鋼の発明の化学成分の限定理由、並びにこの鋼のＳ’の値、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の成分量の最大値と最小値の差、および、鋼の偏析部の１μｍ当たりのＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の変化度合いについて規定している理由を順次説明する。
なお、各化学成分における％は質量％のことである。
なお、各化学成分における％は質量％のことである。
Ｃ：０．３０〜０．４２％
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、焼入性を高める元素である。このためには、Ｃは０．３０％以上が必要である。しかし、Ｃは０．４２％より多く含まれると、鋼中に粗大な炭化物を形成して靭性および加工性を悪化させる。そこで、Ｃは０．３０〜０．４２％とし、望ましくは０．３２〜０．４０％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、焼入性を高める元素である。このためには、Ｃは０．３０％以上が必要である。しかし、Ｃは０．４２％より多く含まれると、鋼中に粗大な炭化物を形成して靭性および加工性を悪化させる。そこで、Ｃは０．３０〜０．４２％とし、望ましくは０．３２〜０．４０％とする。
Ｓｉ：０．１５〜１．００％
Ｓｉは、脱酸剤として添加され、基地の硬さおよび焼入性を高める元素である。このためには、Ｓｉは０．１５％以上が必要である。しかし、Ｓｉは１．００％より多く含まれると、鋼のマトリックスを脆化させ、靭性および加工性を悪化させる。そこで、Ｓｉは０．１５〜１．００％とする。
Ｓｉは、脱酸剤として添加され、基地の硬さおよび焼入性を高める元素である。このためには、Ｓｉは０．１５％以上が必要である。しかし、Ｓｉは１．００％より多く含まれると、鋼のマトリックスを脆化させ、靭性および加工性を悪化させる。そこで、Ｓｉは０．１５〜１．００％とする。
Ｍｎ：０．２０〜０．５０％
Ｍｎは、脱酸剤として添加され、焼入性を高める元素である。このためには、Ｍｎは０．２０％以上が必要である。しかし、Ｍｎは０．５０％より多く含有されると、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０．２０〜０．５０％とする。
Ｍｎは、脱酸剤として添加され、焼入性を高める元素である。このためには、Ｍｎは０．２０％以上が必要である。しかし、Ｍｎは０．５０％より多く含有されると、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０．２０〜０．５０％とする。
Ｃｒ：４．５０〜６．００％
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、焼入性を高める元素である。このためには、Ｃｒは４．５０％以上が必要である。しかし、Ｃｒは６．００％より多く含まれると、鋼中に粗大な炭化物を形成して靭性および加工性を悪化させる。そこで、Ｃｒは４．５０〜６．００％とする。
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、焼入性を高める元素である。このためには、Ｃｒは４．５０％以上が必要である。しかし、Ｃｒは６．００％より多く含まれると、鋼中に粗大な炭化物を形成して靭性および加工性を悪化させる。そこで、Ｃｒは４．５０〜６．００％とする。
Ｍｏ：１．００〜２．２０％
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、焼入性、焼戻し軟化抵抗性を高める元素である。このためには、Ｍｏは１．００％以上が必要である。しかし、Ｍｏは２．２０％より多く含まれると、鋼中に粗大な炭化物を形成して靭性および加工性を悪化させる。そこで、Ｍｏは１．００〜２．２０％とする。
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、焼入性、焼戻し軟化抵抗性を高める元素である。このためには、Ｍｏは１．００％以上が必要である。しかし、Ｍｏは２．２０％より多く含まれると、鋼中に粗大な炭化物を形成して靭性および加工性を悪化させる。そこで、Ｍｏは１．００〜２．２０％とする。
Ｖ：０．３０〜０．６０％
Ｖは、硬質炭化物を形成し、硬さ、耐摩耗性、焼入性を向上させるとともに、焼入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元素である。このためには、Ｖは０．３０％以上が必要である。しかし、Ｖは０．６０％より多く含有されると粗大な炭窒化物を形成し、靭性および加工性を悪化させる。そこで、Ｖは０．３０〜０．６０％とする。
Ｖは、硬質炭化物を形成し、硬さ、耐摩耗性、焼入性を向上させるとともに、焼入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元素である。このためには、Ｖは０．３０％以上が必要である。しかし、Ｖは０．６０％より多く含有されると粗大な炭窒化物を形成し、靭性および加工性を悪化させる。そこで、Ｖは０．３０〜０．６０％とする。
Ｐ：≦０．０３％
Ｐは、靭性を低下させるため、一般には低減することが望ましい元素であるが、不可避的に含有される元素である。そこで、Ｐは０．０３％を許容限度とする。
Ｐは、靭性を低下させるため、一般には低減することが望ましい元素であるが、不可避的に含有される元素である。そこで、Ｐは０．０３％を許容限度とする。
Ｓ：≦０．０１％
Ｓは、Ｍｎと共にＭｎＳを形成して、靭性を低下させるため、低減することが望ましい元素である。そこで、Ｓは０．０１％以下とする。
Ｓは、Ｍｎと共にＭｎＳを形成して、靭性を低下させるため、低減することが望ましい元素である。そこで、Ｓは０．０１％以下とする。
Ｎ：≦１３０ｐｐｍ
Ｎは、粗大な窒化物や炭窒化物を形成して、靭性および加工性を悪化させる元素である。そこで、Ｎは１３０ｐｐｍ以下とする。
Ｎは、粗大な窒化物や炭窒化物を形成して、靭性および加工性を悪化させる元素である。そこで、Ｎは１３０ｐｐｍ以下とする。
Ｏ：≦２０ｐｐｍ
Ｏは、鋼中で酸化物系介在物を形成して、靭性を低下させる元素である。そこで、Ｏは２０ｐｐｍ以下とする。
Ｏは、鋼中で酸化物系介在物を形成して、靭性を低下させる元素である。そこで、Ｏは２０ｐｐｍ以下とする。
粗大炭化物の晶出し易さを表す指標 Ｓ’の値：３．１以下，すなわち、Ｓ'＝（［Ｃ］−０．２）×（２［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋６［Ｖ］）であり、Ｓ’：≦３．１
Ｓ’は、粗大炭化物の晶出し易さを表す指標である。鋼の合金成分のＣ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＶを調整して、Ｓ’の値を３．１以下にすることで、粗大炭化物の形成が起こり難くなるので、高靭性の鋼を得ることができる。
そこで、Ｓ’＝（［Ｃ］−０．２）×（２［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋６［Ｖ］）≦３．１とする。
Ｓ’は、粗大炭化物の晶出し易さを表す指標である。鋼の合金成分のＣ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＶを調整して、Ｓ’の値を３．１以下にすることで、粗大炭化物の形成が起こり難くなるので、高靭性の鋼を得ることができる。
そこで、Ｓ’＝（［Ｃ］−０．２）×（２［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋６［Ｖ］）≦３．１とする。
鋼の１６０μｍ×１０００μｍ中におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の成分量の最大値と最小値の差について
本発明の鋼の１６０μｍ×１０００μｍ中におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の成分量の最大値と最小値の差は、質量％で、
Ｃmax−Ｃmin：０．２５％以下、
Ｍｎmax−Ｍｎmin：０．２５％以下、
Ｃｒmax−Ｃｒmin：１．２５％以下、
Ｍｏmax−Ｍｏmin：１．２０％以下、
Ｖmax−Ｖmin：０．３０％以下である。
１６０μｍ×１０００μｍの領域において、鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の成分量の最大値と最小値の差が大きいと、成分が濃い箇所で粗大炭化物が晶出し易く、また成分の濃い箇所と薄い箇所とで、焼入性の差や、固溶元素による強化度合いの差が生じる。そのため、熱処理後の組織や強度が不均一となり易く、靭性やその他の特性の低下を招く原因となる。
しかし、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の偏析度合い（成分幅）を小さく限定することで、粗大炭化物や組織の不均一さが解消されて、靭性の低下が起こらなくなる。
そこで、１６０μｍ×１０００μｍ中の鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の成分量の最大値と最小値の差は、質量％で、Ｃmax−Ｃmin：０．２５％以下、Ｍｎmax−Ｍｎmin：０．２５％以下、Ｃｒmax−Ｃｒmin：１．２５％以下、Ｍｏmax−Ｍｏmin：１．２０％以下、Ｖmax−Ｖmin：０．３０％以下とする。
本発明の鋼の１６０μｍ×１０００μｍ中におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の成分量の最大値と最小値の差は、質量％で、
Ｃmax−Ｃmin：０．２５％以下、
Ｍｎmax−Ｍｎmin：０．２５％以下、
Ｃｒmax−Ｃｒmin：１．２５％以下、
Ｍｏmax−Ｍｏmin：１．２０％以下、
Ｖmax−Ｖmin：０．３０％以下である。
１６０μｍ×１０００μｍの領域において、鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の成分量の最大値と最小値の差が大きいと、成分が濃い箇所で粗大炭化物が晶出し易く、また成分の濃い箇所と薄い箇所とで、焼入性の差や、固溶元素による強化度合いの差が生じる。そのため、熱処理後の組織や強度が不均一となり易く、靭性やその他の特性の低下を招く原因となる。
しかし、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の偏析度合い（成分幅）を小さく限定することで、粗大炭化物や組織の不均一さが解消されて、靭性の低下が起こらなくなる。
そこで、１６０μｍ×１０００μｍ中の鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の成分量の最大値と最小値の差は、質量％で、Ｃmax−Ｃmin：０．２５％以下、Ｍｎmax−Ｍｎmin：０．２５％以下、Ｃｒmax−Ｃｒmin：１．２５％以下、Ｍｏmax−Ｍｏmin：１．２０％以下、Ｖmax−Ｖmin：０．３０％以下とする。
ところで、成分組成を調整した合金工具鋼の溶鋼を造塊したままでは、その鋳造組織中には中心偏析や逆Ｖ偏析などの偏析が起きているため、一般には、これらの偏析度合いを小さく限定することは困難である。
しかしながら、本発明の熱間工具鋼では、例えば上記の造塊の後、ＥＳＲ（エレクトロスラグ再溶解法）による再溶解を適用したり、鋼塊および／または該鋼塊を熱間加工した鋼片に対して、１１５０℃以上、好ましくは１２００℃以上の適性条件により均質化熱処理を施したりすることによって、各元素の成分量の最大値と最小値の差を小さく限定することが達成可能である。
しかしながら、本発明の熱間工具鋼では、例えば上記の造塊の後、ＥＳＲ（エレクトロスラグ再溶解法）による再溶解を適用したり、鋼塊および／または該鋼塊を熱間加工した鋼片に対して、１１５０℃以上、好ましくは１２００℃以上の適性条件により均質化熱処理を施したりすることによって、各元素の成分量の最大値と最小値の差を小さく限定することが達成可能である。
鋼の偏析部の１μｍ当たりのＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素成分の変化度合いの値は、Ｃ変化：０．００２５％／μｍ以内、Ｍｎ変化：０．００３０％／μｍ以内、Ｃｒ変化：０．１２５％／μｍ以内、Ｍｏ変化：０．１０５％／μｍ以内、Ｖ変化：０．００２５％／μｍ以内であること
鋼中の成分の濃い箇所と薄い箇所との間における元素量が急激に変化すると、それに伴いミクロ的な下での急激な強度の不均一さが鋼材内に生じ、靭性の低下を招くこととなる。そこで、偏析部の１μｍ当りの鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の成分の変化度合いの値は、質量％で、Ｃの変化度合いであるＣ変化が０．００２５％／μｍ以内であること、Ｍｎの変化度合いであるＭｎ変化が０．００３０％／μｍ以内であること、Ｃｒの変化度合いであるＣｒ変化が０．１２５％／μｍ以内であること、Ｍｏの変化度合いであるＭｏ変化が０．１０５％／μｍ以内であること、Ｖの変化度合いであるＶ変化が０．００２５％／μｍ以内であること、とする。
鋼中の成分の濃い箇所と薄い箇所との間における元素量が急激に変化すると、それに伴いミクロ的な下での急激な強度の不均一さが鋼材内に生じ、靭性の低下を招くこととなる。そこで、偏析部の１μｍ当りの鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の成分の変化度合いの値は、質量％で、Ｃの変化度合いであるＣ変化が０．００２５％／μｍ以内であること、Ｍｎの変化度合いであるＭｎ変化が０．００３０％／μｍ以内であること、Ｃｒの変化度合いであるＣｒ変化が０．１２５％／μｍ以内であること、Ｍｏの変化度合いであるＭｏ変化が０．１０５％／μｍ以内であること、Ｖの変化度合いであるＶ変化が０．００２５％／μｍ以内であること、とする。
次いで、本発明を実施するための形態について、以下に説明する。
表１に示す各Ｎｏ．の化学成分とその残部のＦｅおよび不可避不純物とで１００％の鋼組成を構成する発明鋼と比較鋼である各供試材において、各Ｎｏ．の発明鋼と比較鋼の供試材のそれぞれ１００ｋｇを、真空誘導溶解炉にて溶製し、次いで１２００℃で４８時間の均熱化処理をした後、角５０ｍｍへと鍛錬成形比４ｓで鍛伸した。さらに、これを８７０℃に２時間保持して焼なました後、１０℃／ｈｒの冷却速度で常温まで冷却した。
表１に示す各Ｎｏ．の化学成分とその残部のＦｅおよび不可避不純物とで１００％の鋼組成を構成する発明鋼と比較鋼である各供試材において、各Ｎｏ．の発明鋼と比較鋼の供試材のそれぞれ１００ｋｇを、真空誘導溶解炉にて溶製し、次いで１２００℃で４８時間の均熱化処理をした後、角５０ｍｍへと鍛錬成形比４ｓで鍛伸した。さらに、これを８７０℃に２時間保持して焼なました後、１０℃／ｈｒの冷却速度で常温まで冷却した。
なお、表１の比較鋼のＮｏ．３４〜３８については、上に示す工程のうち、均熱化処理工程を省略して作製した。
ここに鍛錬成形比とは、鋼塊の横断面の断面積Ａと、その鋼塊を熱間加工して断面積が減少した横断面の断面積ａとの比であるＡ／ａで表される値のことである。
以下の表１に、これらの各供試材の化学成分および粗大炭化物の晶出し易さを表すＳ' 値を示す。
１６０μｍ×１０００μｍの鋼中におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の成分量の最大値と最小値の差は、次のようにして求める。まず、鍛伸材の中央部から１５ｍｍ×１５ｍｍ×１５ｍｍの組織観察用試料を採取し、圧延方向の面をピクラール腐食にて組織の現出を行った後、腐食が濃い場所である図１に示すような偏析帯の位置を確認した。そして観察面内の偏析帯の中で一番太い偏析帯を選び、その偏析帯を横切るように１６０μｍ×１０００μｍの範囲の面を決定して、印をつけた。
なお、１６０μｍ×１０００μｍの範囲は直径５μｍ以上の炭化物やＭｎＳを含まない箇所とした。その印をつけた面を鏡面まで研磨した後、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）を用いて１６０μｍ×１０００μｍの範囲中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の最大と最小の元素量（質量％）を求めた。Ｃであれば最大値Ｃmaxと、最小値Ｃminとの差分からＣの元素量の差が求まるので、これをＣmax−Ｃminとする。各元素について元素量の差を求め、１６０μｍ×１０００μｍ中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の成分量の最大値と最小値の差として、表２に示した。
なお、１６０μｍ×１０００μｍの範囲は直径５μｍ以上の炭化物やＭｎＳを含まない箇所とした。その印をつけた面を鏡面まで研磨した後、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）を用いて１６０μｍ×１０００μｍの範囲中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の最大と最小の元素量（質量％）を求めた。Ｃであれば最大値Ｃmaxと、最小値Ｃminとの差分からＣの元素量の差が求まるので、これをＣmax−Ｃminとする。各元素について元素量の差を求め、１６０μｍ×１０００μｍ中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の成分量の最大値と最小値の差として、表２に示した。
偏析部の１μｍ当たりのＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素成分の変化度合いは、以下のようにして求める。まず、成分量の最大値と最小値の差を測定した試料を用意し、１６０μｍ×１０００μｍの測定範囲内において、１６０μｍ幅の中央部を１０００μｍに渡りＥＰＭＡを用いて、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の線分析を行った。その測定結果から、各元素毎に、図２に示すような一番成分変化の大きい箇所を決定し、それらの箇所における「偏析部の１μｍ当たりの変化度合い」を表２に示した。
靭性は、以下のようにして測定した。まず鍛伸材を７０ｍｍに切断し、これを１０３０℃に加熱して空冷する焼入れ処理をした後、次いで、５５０〜６５０℃に加熱して空冷する焼戻処理を２回以上行なって、４５ＨＲＣに調質した。その調質材の中心部から１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの試験片を鋼材の圧延方向に試験片の長手方向が来るように割出して、２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験片を作製した。こうして作製された２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験片を用いて、室温でシャルピー衝撃試験を行った。
このシャルピー衝撃試験をＪＩＳ鋼種であるＳＫＤ６１に対して実施すると、焼戻し硬さが４５ＨＲＣのとき２０Ｊ／ｍｍ2の衝撃値が得られるので、一般的な鋼との対比の基準とすることができる。本願発明では、ＳＫＤ６１よりも優れた３０Ｊ／ｍｍ2より高い衝撃値が得られれば、本発明の優れた靱性を備えるものと評価しうることから○とし、３０Ｊ／ｍｍ2よりも低ければ、靱性に劣るものとして×として、表２に評価結果を示した。
このシャルピー衝撃試験をＪＩＳ鋼種であるＳＫＤ６１に対して実施すると、焼戻し硬さが４５ＨＲＣのとき２０Ｊ／ｍｍ2の衝撃値が得られるので、一般的な鋼との対比の基準とすることができる。本願発明では、ＳＫＤ６１よりも優れた３０Ｊ／ｍｍ2より高い衝撃値が得られれば、本発明の優れた靱性を備えるものと評価しうることから○とし、３０Ｊ／ｍｍ2よりも低ければ、靱性に劣るものとして×として、表２に評価結果を示した。
表２に示すように、本発明鋼Ｎｏ．１〜２１は、いずれもシャルピー衝撃値が３０Ｊ／ｍｍ2以上あり、靱性に優れ、○の評価を得た。
他方、比較鋼Ｎｏ．２２〜２９は、表１に下線で示す元素が本発明の規定する範囲よりも多く含有されたものであって、表２に示すようにシャルピー衝撃値が低く、靭性が悪いものとなった。
比較鋼Ｎｏ．３０は、Ｖの含有量が少ないものであるところ、結晶粒の粗大化が招来されたことから、表２におけるシャルピー衝撃値が低く、靱性が悪いものとなった。
比較鋼Ｎｏ．３１，３２は、Ｎ，Ｏの含有による介在物が多く、表２におけるシャルピー衝撃値が低く、靱性が悪いものとなった。
比較例Ｎｏ．３３は、粗大炭化物の晶出し易さを表す指標Ｓ’の値が高く、粗大炭化物が晶出したことで、表２におけるシャルピー衝撃値が低くなり、靱性が悪いものとなった。
比較例Ｎｏ．３４〜３８は、各元素の成分量の最大値と最小値の差が大きく、成分が濃い箇所で粗大炭化物が晶出し易く、また成分の濃い箇所と薄い箇所とで、焼入性の差や、固溶元素による強化度合いの差が生じている。そこで、熱処理後の組織や強度が不均一となり、表２におけるシャルピー衝撃値が低く、靱性が悪いものとなった。
比較例Ｎｏ．３９〜４３は、偏析部の１μｍ当たりでの各元素成分の変化度合いが大きかったので、急激な強度の不均一さが鋼材内に生じた結果、表２におけるシャルピー衝撃値が低く、靱性が悪いものとなった。
他方、比較鋼Ｎｏ．２２〜２９は、表１に下線で示す元素が本発明の規定する範囲よりも多く含有されたものであって、表２に示すようにシャルピー衝撃値が低く、靭性が悪いものとなった。
比較鋼Ｎｏ．３０は、Ｖの含有量が少ないものであるところ、結晶粒の粗大化が招来されたことから、表２におけるシャルピー衝撃値が低く、靱性が悪いものとなった。
比較鋼Ｎｏ．３１，３２は、Ｎ，Ｏの含有による介在物が多く、表２におけるシャルピー衝撃値が低く、靱性が悪いものとなった。
比較例Ｎｏ．３３は、粗大炭化物の晶出し易さを表す指標Ｓ’の値が高く、粗大炭化物が晶出したことで、表２におけるシャルピー衝撃値が低くなり、靱性が悪いものとなった。
比較例Ｎｏ．３４〜３８は、各元素の成分量の最大値と最小値の差が大きく、成分が濃い箇所で粗大炭化物が晶出し易く、また成分の濃い箇所と薄い箇所とで、焼入性の差や、固溶元素による強化度合いの差が生じている。そこで、熱処理後の組織や強度が不均一となり、表２におけるシャルピー衝撃値が低く、靱性が悪いものとなった。
比較例Ｎｏ．３９〜４３は、偏析部の１μｍ当たりでの各元素成分の変化度合いが大きかったので、急激な強度の不均一さが鋼材内に生じた結果、表２におけるシャルピー衝撃値が低く、靱性が悪いものとなった。
１ 偏析帯
２ 成分変化の大きい箇所
２ 成分変化の大きい箇所
Claims (1)
- 質量％で、
Ｃ：０．３０〜０．４２％、
Ｓｉ：０．１５〜１．００％、
Ｍｎ：０．２０〜０．５０％、
Ｃｒ：４．５０〜６．００％、
Ｍｏ：１．００〜２．２０％、
Ｖ：０．３０〜０．６０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：１３０ｐｐｍ以下、
Ｏ：２０ｐｐｍ以下を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、
この鋼の粗大炭化物の晶出し易さを表す指標をＳ’とするとき、
Ｓ’＝（［Ｃ］−０．２）×（２［Ｃｒ］＋３［Ｍｏ］＋６［Ｖ］）のＳ’の値が３．１以下であって、
この鋼の１６０μｍ×１０００μｍ中におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素の成分量の最大値と最小値の差は、質量％で
Ｃmax−Ｃmin：０．２５％以下、
Ｍｎmax−Ｍｎmin：０．２５％以下、
Ｃｒmax−Ｃｒmin：１．２５％以下、
Ｍｏmax−Ｍｏmin：１．２０％以下、
Ｖmax−Ｖmin：０．３０％以下であり、
さらに、この鋼の偏析部の１μｍ当たりのＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素成分の変化度合いの値は、質量％で
Ｃ変化：０．００２５％／μｍ以内、
Ｍｎ変化：０．００３０％／μｍ以内、
Ｃｒ変化：０．１２５％／μｍ以内、
Ｍｏ変化：０．１０５％／μｍ以内、
Ｖ変化：０．００２５％／μｍ以内であること、
を特徴とする靭性に優れた熱間工具鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019149874A JP7305483B2 (ja) | 2019-08-19 | 2019-08-19 | 靱性に優れた熱間工具鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019149874A JP7305483B2 (ja) | 2019-08-19 | 2019-08-19 | 靱性に優れた熱間工具鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2021031695A true JP2021031695A (ja) | 2021-03-01 |
| JP7305483B2 JP7305483B2 (ja) | 2023-07-10 |
Family
ID=74675491
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2019149874A Active JP7305483B2 (ja) | 2019-08-19 | 2019-08-19 | 靱性に優れた熱間工具鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7305483B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6946586B1 (ja) * | 2021-03-10 | 2021-10-06 | 日本高周波鋼業株式会社 | 熱間工具鋼 |
| CN114134412A (zh) * | 2021-11-08 | 2022-03-04 | 内蒙古北方重工业集团有限公司 | 热作模具钢及其细化晶粒均匀组织的方法 |
| CN116377330A (zh) * | 2023-04-08 | 2023-07-04 | 浙江通特重型锻造有限公司 | 一种热作模具钢及其制备方法 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4441907B2 (ja) | 2003-09-29 | 2010-03-31 | 日立金属株式会社 | 靭性に優れた熱間工具鋼およびその製造方法 |
| JP2006104519A (ja) | 2004-10-05 | 2006-04-20 | Daido Steel Co Ltd | 高靭性熱間工具鋼およびその製造方法 |
| JP2009242819A (ja) | 2008-03-28 | 2009-10-22 | Daido Steel Co Ltd | 鋼、金型用鋼及びこれを用いた金型 |
| JP6925781B2 (ja) | 2016-03-03 | 2021-08-25 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 優れた高温強度および靱性を有する熱間工具鋼 |
| WO2018182480A1 (en) | 2017-03-29 | 2018-10-04 | Uddeholms Ab | Hot work tool steel |
-
2019
- 2019-08-19 JP JP2019149874A patent/JP7305483B2/ja active Active
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6946586B1 (ja) * | 2021-03-10 | 2021-10-06 | 日本高周波鋼業株式会社 | 熱間工具鋼 |
| WO2022190441A1 (ja) * | 2021-03-10 | 2022-09-15 | 日本高周波鋼業株式会社 | 熱間工具鋼 |
| JP2022138719A (ja) * | 2021-03-10 | 2022-09-26 | 日本高周波鋼業株式会社 | 熱間工具鋼 |
| CN114134412A (zh) * | 2021-11-08 | 2022-03-04 | 内蒙古北方重工业集团有限公司 | 热作模具钢及其细化晶粒均匀组织的方法 |
| CN116377330A (zh) * | 2023-04-08 | 2023-07-04 | 浙江通特重型锻造有限公司 | 一种热作模具钢及其制备方法 |
| CN116377330B (zh) * | 2023-04-08 | 2024-02-09 | 浙江通特重型锻造有限公司 | 一种热作模具钢及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP7305483B2 (ja) | 2023-07-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6925781B2 (ja) | 優れた高温強度および靱性を有する熱間工具鋼 | |
| JP6581782B2 (ja) | 被削性および軟化抵抗性に優れた高靱性熱間工具鋼 | |
| JP2021031695A (ja) | 靱性に優れた熱間工具鋼 | |
| JP5815946B2 (ja) | 鋼の焼入方法 | |
| JP7048820B2 (ja) | 遠心鋳造製圧延用複合ロール及びその製造方法 | |
| CN111411293A (zh) | 高速工具及其制造方法 | |
| JP2021017623A (ja) | 熱伝導率に優れる熱間工具鋼 | |
| JP2636816B2 (ja) | 合金工具鋼 | |
| JP2016060961A (ja) | 高い靭性と軟化抵抗性を有する高速度工具鋼 | |
| JP2012214833A (ja) | 冷間工具鋼 | |
| JP5217191B2 (ja) | 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法 | |
| JP6797465B2 (ja) | 優れた靭性及び高温強度を有する高硬度マトリクスハイス | |
| KR20190044689A (ko) | 강판 | |
| EP3305934A1 (en) | Cold working tool material and cold working tool manufacturing method | |
| JP2000226635A (ja) | 高温強度と靱性に優れた熱間工具鋼 | |
| JP6788520B2 (ja) | 優れた靱性および軟化抵抗性を有する熱間工具鋼 | |
| JP7214313B2 (ja) | 高い耐摩耗性を有する高靭性の冷間工具鋼 | |
| JP7149250B2 (ja) | 高温強度と靭性に優れた熱間工具鋼 | |
| JP2022143564A (ja) | 軟化抵抗性と焼入性に優れた熱間工具鋼 | |
| JP6725191B2 (ja) | Ｎｉ含有高Ｃマルテンサイト系耐熱鋼 | |
| JP7220750B1 (ja) | 高温強度と靭性に優れた熱間工具鋼 | |
| JP7141944B2 (ja) | 非調質鍛造部品および非調質鍛造用鋼 | |
| JP5907416B2 (ja) | 靭性に優れた熱間工具鋼の製造方法 | |
| JPH05163551A (ja) | 粉末高速度工具鋼 | |
| JP2021127486A (ja) | 製造性及び熱伝導率に優れる熱間工具鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20220617 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20230627 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20230628 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20230628 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7305483 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |