JP3188791B2 - 高合金工具鋼の軟化焼鈍方法 - Google Patents
高合金工具鋼の軟化焼鈍方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高合金工具鋼の軟化焼
鈍方法に関し、詳細には、高い耐摩耗性および靭性を得
るためにＣ、Ｃr およびＶ、Ｍｏ等の含有量を高めた高
合金工具鋼の軟化焼鈍方法に関するものである。
鈍方法に関し、詳細には、高い耐摩耗性および靭性を得
るためにＣ、Ｃr およびＶ、Ｍｏ等の含有量を高めた高
合金工具鋼の軟化焼鈍方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来から、冷間加工用の金型や冷間圧延
用のロール等にＣr 系の合金工具鋼が広く使用されてい
るが、近年、種々の素材の加工に際して高精度、低コス
ト化が要求される一方で、被加工材の高硬度化、加工速
度の高速化等によって工具の使用条件が一層過酷なもの
となっている。そのため、従前の合金工具鋼（例えば、
JIS;SKD11 等）よりも耐摩耗性および靭性に優れるもの
が求められていた。
用のロール等にＣr 系の合金工具鋼が広く使用されてい
るが、近年、種々の素材の加工に際して高精度、低コス
ト化が要求される一方で、被加工材の高硬度化、加工速
度の高速化等によって工具の使用条件が一層過酷なもの
となっている。そのため、従前の合金工具鋼（例えば、
JIS;SKD11 等）よりも耐摩耗性および靭性に優れるもの
が求められていた。
【０００３】そして、その要請に対応するため、Ｃ、Ｃ
r およびＶ、Ｍｏ等の含有量を増加させて、耐摩耗性お
よび靭性を改善した高合金工具鋼が提案（特開昭58-213
86号公報）され、かつ実用に供されている。この提案
（特開昭58-21386号公報）の高合金工具鋼は、粉末冶金
法により製造され、Ｃr を15〜21wt％、Ｃを 7≦Ｃr ％
／Ｃ％− 0.2Ｖ％≦11の比率で含み、更に、 3.5wt％以
下のＶ、（Ｗ＋ 2Ｍo ）≧ 8％のＷおよびＭo の内の１
種または２種以上を含んでなり、所定の焼入処理を施す
ことで、従前の冷間用の合金工具鋼である JIS;SKD11等
に比べて格段に優れる耐摩耗性および靭性が得られる。
r およびＶ、Ｍｏ等の含有量を増加させて、耐摩耗性お
よび靭性を改善した高合金工具鋼が提案（特開昭58-213
86号公報）され、かつ実用に供されている。この提案
（特開昭58-21386号公報）の高合金工具鋼は、粉末冶金
法により製造され、Ｃr を15〜21wt％、Ｃを 7≦Ｃr ％
／Ｃ％− 0.2Ｖ％≦11の比率で含み、更に、 3.5wt％以
下のＶ、（Ｗ＋ 2Ｍo ）≧ 8％のＷおよびＭo の内の１
種または２種以上を含んでなり、所定の焼入処理を施す
ことで、従前の冷間用の合金工具鋼である JIS;SKD11等
に比べて格段に優れる耐摩耗性および靭性が得られる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記提
案（特開昭58-21386号公報）においては、Ｃr ％と焼な
まし硬さとの相関については説明されているものの、そ
の軟化焼鈍の条件については一切触れられてない。そこ
で、これら高合金工具鋼を、例えば、Ｃr 系の合金工具
鋼であるJIS;SKD11 に適用される「 830℃〜 880℃の温
度に加熱した後に徐冷」の焼鈍条件を準用して軟化を図
ると、この条件では Hv300以下の硬さまで軟化できず、
その後の切削加工が非常に困難なものとなる。このた
め、これら高合金工具鋼を、少なくとも Hv300以下であ
って、その後の切削加工が容易な Hv280以下まで軟化で
きる焼鈍条件が求められていた。
案（特開昭58-21386号公報）においては、Ｃr ％と焼な
まし硬さとの相関については説明されているものの、そ
の軟化焼鈍の条件については一切触れられてない。そこ
で、これら高合金工具鋼を、例えば、Ｃr 系の合金工具
鋼であるJIS;SKD11 に適用される「 830℃〜 880℃の温
度に加熱した後に徐冷」の焼鈍条件を準用して軟化を図
ると、この条件では Hv300以下の硬さまで軟化できず、
その後の切削加工が非常に困難なものとなる。このた
め、これら高合金工具鋼を、少なくとも Hv300以下であ
って、その後の切削加工が容易な Hv280以下まで軟化で
きる焼鈍条件が求められていた。
【０００５】本発明は、上記課題を解決するためになさ
れたもので、高い耐摩耗性および靭性を得るためにＣ、
Ｃr およびＶ、Ｍｏ等の含有量を高めた高合金工具鋼
を、切削加工の容易な硬さまで軟化することのできる高
合金工具鋼の軟化焼鈍方法の提供を目的とする。
れたもので、高い耐摩耗性および靭性を得るためにＣ、
Ｃr およびＶ、Ｍｏ等の含有量を高めた高合金工具鋼
を、切削加工の容易な硬さまで軟化することのできる高
合金工具鋼の軟化焼鈍方法の提供を目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めに、本発明は以下の構成とされている。すなわち、本
発明の高合金工具鋼の軟化焼鈍方法は、Ｃr を15〜21wt
％、Ｃを7≦Ｃr ％／Ｃ％− 0.2Ｖ％≦11の比率で含
み、更に、Ｖ 3.5wt％以下、（Ｗ＋2Ｍo ）8wt ％以下
の１種または２種以上を含んでなる高合金工具鋼を焼鈍
するに際して、 970℃〜1190℃の範囲内の温度に加熱し
た後、60℃／Hr以下の冷却速度で 650℃以下の温度まで
徐冷することを特徴とする。
めに、本発明は以下の構成とされている。すなわち、本
発明の高合金工具鋼の軟化焼鈍方法は、Ｃr を15〜21wt
％、Ｃを7≦Ｃr ％／Ｃ％− 0.2Ｖ％≦11の比率で含
み、更に、Ｖ 3.5wt％以下、（Ｗ＋2Ｍo ）8wt ％以下
の１種または２種以上を含んでなる高合金工具鋼を焼鈍
するに際して、 970℃〜1190℃の範囲内の温度に加熱し
た後、60℃／Hr以下の冷却速度で 650℃以下の温度まで
徐冷することを特徴とする。
【０００７】
【作用】基地および炭窒化物中に存在して焼入性を改善
するＣと、高硬度の炭化物を形成するＣr の含有量を高
め、更に、２次硬化による熱処理硬さを増加させるＶ、
ＷおよびＭo を含有する含む高合金鋼では、その製造過
程において晶出または析出した１次炭化物および２次炭
化物が多く存在し、また、それら炭化物は晶出または析
出状態のままでは非常に高い硬度を有する。従って、前
記高合金工具鋼を軟化させるには、その軟化焼鈍の過程
で、微細な２次炭化物を基地に溶け込ませ、１次炭化物
の融合粗大化を進行させて、基地を２次炭化物の少ない
フエライト組織にする必要があるが、 970℃未満の温度
の加熱では、２次炭化物の基地への溶け込みと１次炭化
物の融合粗大化が殆ど起こらないため軟化効果は得られ
ず、焼なまし硬度が高くなる。一方、加熱温度が1190℃
を超えると、オーステナイト結晶粒の粗大化が起こり、
当該高合金工具鋼がもつ靭性等の特性が損なわれる。ま
た、1200℃を超える温度域では、炭化物が溶融し始め
て、基地との界面において空孔を形成するため、その特
性が大きく損なわれ、特に粉末冶金材では溶解材と同様
な脆いものとなり、その本質的な特性を失するものとな
る。従って、加熱温度を 970℃〜1190℃の範囲内の温度
とすることで、２次炭化物を確実に基地に溶け込ませ、
１次炭化物の融合粗大化を進行させる一方で、特性を損
なうオーステナイト結晶粒の粗大化や炭化物の溶融が起
こることを防げる。
するＣと、高硬度の炭化物を形成するＣr の含有量を高
め、更に、２次硬化による熱処理硬さを増加させるＶ、
ＷおよびＭo を含有する含む高合金鋼では、その製造過
程において晶出または析出した１次炭化物および２次炭
化物が多く存在し、また、それら炭化物は晶出または析
出状態のままでは非常に高い硬度を有する。従って、前
記高合金工具鋼を軟化させるには、その軟化焼鈍の過程
で、微細な２次炭化物を基地に溶け込ませ、１次炭化物
の融合粗大化を進行させて、基地を２次炭化物の少ない
フエライト組織にする必要があるが、 970℃未満の温度
の加熱では、２次炭化物の基地への溶け込みと１次炭化
物の融合粗大化が殆ど起こらないため軟化効果は得られ
ず、焼なまし硬度が高くなる。一方、加熱温度が1190℃
を超えると、オーステナイト結晶粒の粗大化が起こり、
当該高合金工具鋼がもつ靭性等の特性が損なわれる。ま
た、1200℃を超える温度域では、炭化物が溶融し始め
て、基地との界面において空孔を形成するため、その特
性が大きく損なわれ、特に粉末冶金材では溶解材と同様
な脆いものとなり、その本質的な特性を失するものとな
る。従って、加熱温度を 970℃〜1190℃の範囲内の温度
とすることで、２次炭化物を確実に基地に溶け込ませ、
１次炭化物の融合粗大化を進行させる一方で、特性を損
なうオーステナイト結晶粒の粗大化や炭化物の溶融が起
こることを防げる。
【０００８】また、当該高合金工具鋼を 970℃〜1190℃
の温度に加熱した後、60℃／Hrを超える冷却速度で冷却
すると、〔図２〕のグラフに示すように、その硬さが H
v300を超えるものとなる。これは、60℃／Hrを超える高
冷却速度で冷却すると、加熱温度下では基地に溶け込ん
でいた２次炭化物が、冷却過程で再析出して、その量が
多くなり、基地の硬さが高くなるためである。また、加
熱温度下ではオーステナイト組織であったものが、パー
ライト変態域を短時間で通過、ないしは切らずに通過し
てベイナイト変態やマルテンサイト変態を起こすためで
あると考察され、またこのことは、冷却後の組織観察で
も確認されている。一方、60℃／Hr以下の冷却速度で徐
冷してパーライト変態を起こさせた場合でも、その徐冷
を 650℃より高い温度で終了させると、パーライト変態
の未完了部分が残るため、その部分がベイナイト変態等
を起こして硬化するが、 650℃以下では、パーライト変
態が完全に終了するため硬化しない。従って、加熱後に
60℃／Hr以下の冷却速度で650 ℃以下の温度まで徐冷す
ることで、その徐冷過程で析出する２次炭化物の量を低
減させると共に、その徐冷過程でパーライト変態を完了
させて、硬化を伴うベイナイト変態やマルテンサイト変
態が起こることを防げる。なお、60℃／Hr以下の冷却速
度では軟化が飽和する傾向にあるので、実用上において
は10℃〜60℃／Hrの範囲が望ましい。
の温度に加熱した後、60℃／Hrを超える冷却速度で冷却
すると、〔図２〕のグラフに示すように、その硬さが H
v300を超えるものとなる。これは、60℃／Hrを超える高
冷却速度で冷却すると、加熱温度下では基地に溶け込ん
でいた２次炭化物が、冷却過程で再析出して、その量が
多くなり、基地の硬さが高くなるためである。また、加
熱温度下ではオーステナイト組織であったものが、パー
ライト変態域を短時間で通過、ないしは切らずに通過し
てベイナイト変態やマルテンサイト変態を起こすためで
あると考察され、またこのことは、冷却後の組織観察で
も確認されている。一方、60℃／Hr以下の冷却速度で徐
冷してパーライト変態を起こさせた場合でも、その徐冷
を 650℃より高い温度で終了させると、パーライト変態
の未完了部分が残るため、その部分がベイナイト変態等
を起こして硬化するが、 650℃以下では、パーライト変
態が完全に終了するため硬化しない。従って、加熱後に
60℃／Hr以下の冷却速度で650 ℃以下の温度まで徐冷す
ることで、その徐冷過程で析出する２次炭化物の量を低
減させると共に、その徐冷過程でパーライト変態を完了
させて、硬化を伴うベイナイト変態やマルテンサイト変
態が起こることを防げる。なお、60℃／Hr以下の冷却速
度では軟化が飽和する傾向にあるので、実用上において
は10℃〜60℃／Hrの範囲が望ましい。
【０００９】ここで、本発明方法では、前記高合金工具
鋼を 970℃〜1190℃の範囲内の温度に加熱した後、60℃
／Hr以下の冷却速度で650 ℃以下の温度まで徐冷するの
で、その加熱過程で２次炭化物を確実に基地に溶け込ま
せ、１次炭化物の融合粗大化を進行させると共に、徐冷
過程で２次炭化物の析出を抑えてパーライト変態を完了
させ、所期の硬さまで軟化させることができる。
鋼を 970℃〜1190℃の範囲内の温度に加熱した後、60℃
／Hr以下の冷却速度で650 ℃以下の温度まで徐冷するの
で、その加熱過程で２次炭化物を確実に基地に溶け込ま
せ、１次炭化物の融合粗大化を進行させると共に、徐冷
過程で２次炭化物の析出を抑えてパーライト変態を完了
させ、所期の硬さまで軟化させることができる。
【００１０】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。ま
ず、ガスアトマイズ法によって、３種類の組成の粉末を
準備し、それらの粉末をカプセルに充填して脱気・密封
し、これをＨＩＰ処理（1100℃,1000atm,5Hrの処理）し
て、３種の高合金工具鋼からなり、それぞれが直径 300
mm、長さ1000mmの鋼塊を製造した。次いで、これら鋼塊
それぞれを、1000℃の温度に加熱して所定寸法のビレッ
トに鍛造成形すると共に、各ビレットから厚さ50mm、幅
150mm、長さ 200mmの供試材を複数個採取した。これら
の３種の高合金工具鋼の含有成分は〔表１〕に示すとお
りである。
ず、ガスアトマイズ法によって、３種類の組成の粉末を
準備し、それらの粉末をカプセルに充填して脱気・密封
し、これをＨＩＰ処理（1100℃,1000atm,5Hrの処理）し
て、３種の高合金工具鋼からなり、それぞれが直径 300
mm、長さ1000mmの鋼塊を製造した。次いで、これら鋼塊
それぞれを、1000℃の温度に加熱して所定寸法のビレッ
トに鍛造成形すると共に、各ビレットから厚さ50mm、幅
150mm、長さ 200mmの供試材を複数個採取した。これら
の３種の高合金工具鋼の含有成分は〔表１〕に示すとお
りである。
【００１１】
【表１】
【００１２】なお、上表中には記載を省略したが、これ
ら高合金工具鋼は、不可避的成分として、Ｓi 0.35以
下、Ｍn 0.45以下、Ｐ 0.020以下、Ｓ 0.010以下、Ｎi
0.10以下の数値にてそれぞれwt％で含み、かつ、その残
部にＦe を含んでいる。
ら高合金工具鋼は、不可避的成分として、Ｓi 0.35以
下、Ｍn 0.45以下、Ｐ 0.020以下、Ｓ 0.010以下、Ｎi
0.10以下の数値にてそれぞれwt％で含み、かつ、その残
部にＦe を含んでいる。
【００１３】これら高合金工具鋼からの各供試材を、 9
70℃〜1190℃／3Hr で加熱した後、10℃〜60℃／Hrの冷
却速度で 650℃以下まで徐冷し、その後に放冷の処理条
件で軟化焼鈍した。また、比較のために、冷却は上記と
同条件とし、各鋼種について加熱温度を 870℃とし、Ａ
鋼種では更に加えて900 ℃および 940℃とする条件で焼
鈍した。なお、加熱時の保持時間は 1Hr/in.を基準に設
定し、各例共に 3Hr保持とした。各例の焼鈍条件および
焼なまし硬さを〔表２〕に示し、また、Ａ鋼種での加熱
温度と焼なまし硬さの関係を〔図１〕のグラフに整理し
て示す。
70℃〜1190℃／3Hr で加熱した後、10℃〜60℃／Hrの冷
却速度で 650℃以下まで徐冷し、その後に放冷の処理条
件で軟化焼鈍した。また、比較のために、冷却は上記と
同条件とし、各鋼種について加熱温度を 870℃とし、Ａ
鋼種では更に加えて900 ℃および 940℃とする条件で焼
鈍した。なお、加熱時の保持時間は 1Hr/in.を基準に設
定し、各例共に 3Hr保持とした。各例の焼鈍条件および
焼なまし硬さを〔表２〕に示し、また、Ａ鋼種での加熱
温度と焼なまし硬さの関係を〔図１〕のグラフに整理し
て示す。
【００１４】
【表２】
【００１５】〔表２〕に示すように、比較例のものは、
焼なまし硬さが Hv300以上であったのに対して、本発明
例のものは、全て目標とする Hv280以下の硬さであっ
た。一方、同一冷却条件下では、〔図１〕のグラフに明
らかなように、軟化効果は加熱温度に大きく影響されて
おり、これら例より、加熱温度を 970℃〜1190℃として
２次炭化物を確実に基地に溶け込ませ、１次炭化物の融
合粗大化を進行させる一方で、60℃／Hr以下の冷却速度
で 650℃以下まで徐冷して２次炭化物の再析出と変態硬
化を防いで軟化をはかる本発明方法の優れた効果を確認
することができた。なお、〔図１〕のグラフ中の△印で
プロットした曲線は比較例、○印でプロットした曲線は
本発明例のものをそれぞれ示す。
焼なまし硬さが Hv300以上であったのに対して、本発明
例のものは、全て目標とする Hv280以下の硬さであっ
た。一方、同一冷却条件下では、〔図１〕のグラフに明
らかなように、軟化効果は加熱温度に大きく影響されて
おり、これら例より、加熱温度を 970℃〜1190℃として
２次炭化物を確実に基地に溶け込ませ、１次炭化物の融
合粗大化を進行させる一方で、60℃／Hr以下の冷却速度
で 650℃以下まで徐冷して２次炭化物の再析出と変態硬
化を防いで軟化をはかる本発明方法の優れた効果を確認
することができた。なお、〔図１〕のグラフ中の△印で
プロットした曲線は比較例、○印でプロットした曲線は
本発明例のものをそれぞれ示す。
【００１６】
【発明の効果】以上に述べたように、本発明の軟化焼鈍
方法によれば、高い耐摩耗性および靭性を得るために
Ｃ、Ｃr およびＶ、Ｍｏ等の含有量を高めた高合金工具
鋼を、切削加工の容易な硬さまで軟化することができ
る。
方法によれば、高い耐摩耗性および靭性を得るために
Ｃ、Ｃr およびＶ、Ｍｏ等の含有量を高めた高合金工具
鋼を、切削加工の容易な硬さまで軟化することができ
る。
【図１】本発明の実施例の軟化焼鈍に関わる加熱温度と
焼なまし硬さとの関係を示すグラフである。
焼なまし硬さとの関係を示すグラフである。
【図２】本発明の軟化焼鈍に関わる冷却速度と焼なまし
硬さとの関係を示すグラフである。
硬さとの関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 6/00 C21D 1/32 C22C 38/00 - 38/60
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃr を15〜21wt％、Ｃを 7≦Ｃr ％／Ｃ
％− 0.2Ｖ％≦11の比率で含み、更に、Ｖ 3.5wt％以
下、（Ｗ＋ 2Ｍo ）8wt ％以下の１種または２種以上を
含んでなる高合金工具鋼を焼鈍するに際して、 970℃〜
1190℃の範囲内の温度に加熱した後、60℃／Hr以下の冷
却速度で 650℃以下の温度まで徐冷することを特徴とす
る高合金工具鋼の軟化焼鈍方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10549993A JP3188791B2 (ja) | 1993-05-06 | 1993-05-06 | 高合金工具鋼の軟化焼鈍方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10549993A JP3188791B2 (ja) | 1993-05-06 | 1993-05-06 | 高合金工具鋼の軟化焼鈍方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06322439A JPH06322439A (ja) | 1994-11-22 |
| JP3188791B2 true JP3188791B2 (ja) | 2001-07-16 |
Family
ID=14409300
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10549993A Expired - Fee Related JP3188791B2 (ja) | 1993-05-06 | 1993-05-06 | 高合金工具鋼の軟化焼鈍方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3188791B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5796815B2 (ja) * | 2011-05-30 | 2015-10-21 | 大同特殊鋼株式会社 | 窒化処理装置及び断面硬さ分布予測システム |
| CN110614288A (zh) * | 2019-09-30 | 2019-12-27 | 内蒙古北方重工业集团有限公司 | 含Cr、Mo合金耐热钢大型挤压厚壁制坯件的缓冷方法 |
| CN112458256B (zh) * | 2020-11-02 | 2022-10-14 | 抚顺特殊钢股份有限公司 | 一种1.2746即45NiCrMoV或4CrNi4MoV模具钢退火工艺 |
-
1993
- 1993-05-06 JP JP10549993A patent/JP3188791B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06322439A (ja) | 1994-11-22 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
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| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
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| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |