JP3455407B2 - 冷間工具鋼 - Google Patents
冷間工具鋼Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐疲労強度の優れ
た高寿命型用冷間工具鋼に関するものである。 【０００２】 【従来の技術】従来、冷間加工用工具には、ＪＩＳ−Ｓ
ＫＤ１１が広く使用されている。しかし、塑性加工技術
の進歩や被加工材の高強度化に伴い、使用される工具へ
の応力負荷が大きくなり、５００℃焼き戻しで６０ＨＲ
Ｃの硬さが得られるＳＫＤ１１でさえ、粗大なＭ7 Ｃ3
型炭化物により耐摩耗性は確保しているが、一方で、Ｍ
7 Ｃ3 型炭化物は型寿命の低下をもたらす一因となって
いる。このような問題に対して、例えば特開平１−２０
１４４２号公報、特開平２−２４７３５７号公報、特開
平２−２７７７４５号公報、特開平３−１３４１３６号
公報、および特開平５−１５６４０７号公報の発明が提
案されている。 【０００３】この特開平１−２０１４４２号公報は、重
量％で、Ｃ：０．９０〜１．３５％、Ｓｉ：０．７０〜
１．４０％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｓ：０．００４％以
下、Ｃｒ：８．０〜１０．０、ＭｏとＷの１種または２
種をＭｏ＋Ｗ／２で１．５〜２．５％、ＶとＮｂの１種
または２種をＶ＋Ｎｂ／２で０．１５〜２．５％を含
み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに焼
入れ焼もどし組織において、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の面積率
を２％以上９％以下、ＭＣ炭化物の面積率を２．５％以
下とした転造ダイス用鋼にある。確かに、この発明に
は、炭化物についての面積率、および粒径を規制してい
るが、しかし、主に靱性の向上、炭化物の連鎖状分布を
経路とした亀裂伝播の抑制を目的としたものである。こ
れに対し、本発明は金型寿命のばらつき、極度な低寿命
をもたらす因子がＭ7 Ｃ3 型炭化物の割れによる亀裂発
生、および亀裂伝播が大きな要因であることを見出し、
そのためにはＭ7 Ｃ3 型炭化物を１５μｍ以下とするこ
とにより、金型寿命のばらつき、および極度な低寿命金
型を低減し、金型の平均寿命の向上をはかると言うもの
である。 【０００４】また、特開平２−２４７３５７号公報は、
上述の特開平１−２０１４４２号公報に、さらに、不純
物であるＡｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｂ，Ｐｂ，Ｂｉの合
計量が０．１３％以下からなる転造ダイス用鋼にある。
さらに、特開平２−２７７７４５号公報は、焼入焼もど
し組織において、粒径２μｍ以上のＭＣ型残留炭化物と
Ｍ6 Ｃ型残留炭化物の１種または２種の合計の面積率が
３％以下、粒径２μｍ以上のＭ7 Ｃ3 型残留炭化物の面
積率が１％以下と規制したものである。いずれも、特開
平１−２０１４４２号公報と同様に、主に靱性の向上、
炭化物の連鎖状分布を経路とした亀裂伝播の抑制を目的
としたものである。これに対し、本発明は、前述のよう
に、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の割れによる亀裂発生、および亀
裂伝播が大きな要因であることを見出し、しかも、その
Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の破壊起点が粒径１５μｍ以下である
ことを見出したものである。 【０００５】特開平３−１３４１３６号公報も、上述の
特開平１−２０１４４２号公報に、さらに、不可避的不
純物のうち、Ｐは０．０２％以下、Ｓは０．００５％以
下、Ｏは３０ｐｐｍ以下、Ｎは３００ｐｐｍ以下であ
り、さらに焼入焼もどし組織において、粒径２μｍ以上
のＭ7 Ｃ3 型残留炭化物の面積率が８％以下、粒径２μ
ｍ以上のＭＣ型残留炭化物およびＭ6 Ｃ型残留炭化物の
１種または２種の合計の面積率が３％以下である高硬
度、高靱性冷間工具であり、また、特開平５−１５６４
０７号公報は、焼入焼もどし後において、Ｍ7 Ｃ3 型一
次炭化物が面積率で４．０％以下、ＭＣ型一次炭化物が
面積率で０．５％以下、一次炭化物の最大粒径が実質的
に２０μｍ以下で基地中に均一に分散したミクロ組織と
なり、さらに１０５０℃〜１１００℃の焼入温度から、
５００℃までの焼入冷却速度を２５℃／ｍｉｎとして焼
入れし、これを高温焼もどしした場合の硬さがＨＲＣ６
４以上を得ることのできる高性能転造ダイス用鋼にあ
る。 【０００６】特開平３−１３４１３６号公報、および特
開平５−１５６４０７号公報のいずれも、主に靱性の向
上、炭化物の連鎖状分布を経路とした亀裂伝播の抑制を
目的としたものである。これに対し、本発明は前述同様
に、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の割れによる亀裂発生、および亀
裂伝播が大きな要因であることを見出し、しかも、その
Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の破壊起点が粒径１５μｍであること
から、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物を１５μｍ以下とすることによ
り、金型寿命のばらつき、および極度な低寿命金型を低
減し、金型の平均寿命の向上を図ることにある。 【０００７】 【発明が解決しようとする課題】上述した従来技術は、
靱性また強度の点から炭化物サイズを規制したものであ
る。この理由は、一次炭化物の欠落による微少欠損を生
じたり、クラックの進展経路となることを防ぐためであ
る。これに対し、近年の塑性加工技術の進歩や被加工材
の高強度化に伴い、工具の耐摩耗性向上を目的に、さら
に耐疲労性を兼ね供えた金型に適した工具鋼が必要とさ
れることから、本発明は、耐摩耗性を兼ね供えた引張圧
縮疲労強度の優れた高寿命が得られる冷間工具鋼を提供
することを目的とするものである。 【０００８】 【課題を解決するための手段】その発明の要旨とすると
ころは、重量％で、Ｃ：０．７５〜０．８９％、Ｓｉ：
２．０％以下、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：７．８
〜１１．０％、ＭｏまたはＷのいずれか１種または２種
をＭｏ当量（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．７〜５．０％、Ｖ
またはＮｂのいずれか１種または２種をＶ当量（Ｖ＋１
／２Ｎｂ）：０．１〜２．５％、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物よりなり、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の粒径を５〜１５
μｍ、面積率１〜９％とすることにより耐疲労強度の優
れた型寿命を有することを特徴とする冷間工具鋼にあ
る。 【０００９】 【発明の実施の形態】以下に、本発明鋼の各化学成分の
作用およびその限定理由を説明する。Ｃは、焼入焼戻に
より、十分なマトリックス硬さを与えると共に、Ｃｒ，
Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂなどと結合して炭化物を形成し、高温強
度、耐摩耗性を与える元素である。しかし、添加量が多
過ぎると、凝固時に粗大炭化物が過剰に析出し靱性を阻
害することから、Ｃの上限を０．８９％とした。一方、
０．６５％未満では、十分な二次硬化硬さが得られない
ので、その下限を０．６５％としたが、強度と靱性の最
適バランスを得るためには、０．７５〜０．８９％の範
囲が望ましい。 【００１０】Ｓｉは、主に脱酸剤として添加されると共
に、耐酸化性、焼入性に有効な元素であると共に、焼戻
過程において炭化物の凝集を抑え二次硬化を促進する元
素である。しかし、２．０％を越えて添加すると、靱性
を低下させるので、その上限を２．０％とした。Ｍｎ
は、Ｓｉと同様に脱酸剤として添加し鋼の清浄度を高め
ると共に焼入れ性を高める元素である。しかしながら、
２．０％を越えて添加すると、冷間加工性を阻害するう
えに靱性を低下させるので、その上限を２．０％とし
た。 【００１１】Ｃｒは、焼入れ性を高めると共に、焼戻軟
化抵抗を高める有効な元素である。この効果を満足する
ためには、好ましくは７．８％以上、より好ましくは
８．３％以上必要である。従って、その下限を７．８％
とした。一方、Ｃｒは、凝固時にＣと結合して巨大一次
炭化物を形成し易く、過剰な添加は、靱性を低下させる
ため、その上限を１１．０％、とした。 【００１２】ＭｏおよびＷは、共に微細な炭化物を形成
し、二次硬化に寄与する重要な元素であると共に、耐軟
化抵抗性を改善する元素である。ただし、その効果はＭ
ｏの方がＷよりも２倍強く、同じ効果を得るのに、Ｗは
Ｍｏの２倍必要である。この両元素の効果は、Ｍｏ当量
（Ｍｏ＋１／２Ｗ）で表すことができる。本発明成分系
においては、Ｍｏ当量で少なくとも０．７％以上が必要
である。逆に、Ｍｏ当量の過剰添加は、靱性を低下を招
くので、その上限を５．０％とした。 【００１３】Ｖ、Ｎｂは、共に二次硬化に有効であり、
Ｃと硬い炭化物を形成して耐摩耗性の向上に大きく寄与
すると共に結晶粒を微細化する。ただし、その効果はＶ
の方がＮｂよりも２倍強く、同じ効果を得るのに、Ｎｂ
はＶの２倍必要である。この両元素の効果はＶ当量（Ｖ
＋１／２Ｎｂ）で表すことができる。本発明成分系にお
いては、高温焼戻し硬度を得るためには、Ｖ当量で少な
くとも０．１％以上が必要である。過剰な添加は靱性を
劣化させるため、その上限を２．５％とした。 【００１４】次に、冷間工具鋼において、凝固時に晶出
する共晶炭化物であるが、従来は靱性、または強度の点
から炭化物のサイズを規定していたものである。その理
由は、一次炭化物の欠落による微小欠損を生じたり、ク
ラックの進展経路となることを防ぐために規制したもの
である。しかし、この点を詳しく究明した結果、本発明
の最大の特徴は、特に冷間工具鋼としての金型ダイス等
の工具寿命を左右する要因としての引張圧縮疲労での優
れた寿命が必要で、実際の金型において、疲労に起因し
た破損は、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の割れによる亀裂発生、お
よび亀裂伝播が大きな要因を占めていることを見出し、
そのためには、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の粒径が１５μｍ以下
の場合に著しく軽減することを見出したものである。 【００１５】図１は、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物サイズと破断繰
返し数および耐摩耗性との関係を示す図である。この図
によれば、引張圧縮疲労試験の結果によれば、Ｍ7 Ｃ3
型炭化物の粒径が１５μｍを越えると著しく破断繰返し
数（Ｎ）が減少することが判明した。一方、大越式摩耗
試験の結果によると、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の粒径が５μｍ
未満で著しく耐摩耗性の減少が現れることが判明した。 【００１６】図２は、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物サイズと金型寿
命（ショット数）との関係を示す図である。この図によ
れば、摩耗による金型の廃却、および炭化物の割れに起
因した廃却からの金型寿命を試験した結果、Ｍ7 Ｃ3 型
炭化物サイズが５μｍ未満では、摩耗による金型の廃却
において、また、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の粒径が１５μｍを
越えると、炭化物の割れによる廃却から金型寿命として
の指数であるショット数の減少することが判る。その結
果、両者の要因による金型寿命によって、Ｍ7Ｃ3 型炭
化物の粒径を５〜１５μｍの範囲に規制することが最適
であることを究明した。すなわち、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の
粒径について、引張圧縮疲労と疲労に起因した破損から
１５μｍ以下が好ましい。また、耐摩耗性の観点から５
μｍ以上が望ましい。 【００１７】さらに、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の面積率は、耐
摩耗性の観点からは炭化物が多いほど良好となり、少な
くとも１％以上のＭ7 Ｃ3 型炭化物が必要となる。一
方、耐疲労特性の点から、炭化物をできるかぎり均一に
分散させるため、９％以下とすることが望ましい。従っ
て、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の面積率を１〜９％とした。上述
したように、Ｍ 7 Ｃ 3 型炭化物の粒径を５〜１５μｍ、
面積率１〜９％とするためには、請求項に示した成分組
成のものを溶製した後、１０００〜１０４０℃で焼入れ
することにより実現することができる。しかし、１０４
０℃を超えると、炭化物が急速にマトリックス（基地）
中へ溶け込み、炭化物粒径が小さくなるため、所定の炭
化物が得られない。また、焼入れ時に旧オーステナイト
粒が粗大化し、靱性、疲労強度の低下が生じる。さら
に、焼入れ時に残留オーステナイトが多く残存し、焼戻
しても十分な硬さが得られない。一方、１０００℃未満
では、炭化物がマトリックス（基地）中へ溶け込まず、
所定の炭化物が得られない。また、炭化物がマトリック
ス中へ溶け込まないので、硬さを得るために必要な炭素
が不足することから、所定の粒径および面積率を得るこ
とができない。 【００１８】 【実施例】以下に、本発明を実施例に基づいて具体的に
説明する。表１に示す組成の鋼６００ｋｇを真空誘導溶
解炉にて出鋼した後、加熱温度１１００℃、鍛錬比１５
ｓで鍛伸を行い、室温まで徐冷した後、８６０℃にて焼
鈍を施し供試材とした。この試験片および金型は、１０
４０℃に３０分保持後、空冷して焼入し、５２０℃で６
０分保持後空冷処理を２回施した。また、引張圧縮疲労
試験は、平行部、径５×１５ｍｍの試験片を加工後、油
圧サーボ試験機を用い、応力振幅１３００ＭＰａ、応力
比Ｒ＝−１、室温の条件下で行った。 【００１９】 【表１】 【００２０】大越式摩耗試験は、ＳＣＭ４２０（８６Ｈ
ＲＢ）を相手材とし、摩耗距離２００ｍ、最終荷重６２
Ｎの条件下で行い、試験結果は比較鋼４の摩耗量を１０
０として表した。さらに、実機での金型試験は、径１２
０×１００ｍｍの鍛造用金型を作製し、ＳＣＭ４２０を
被加工材として試験を行った。金型は摩耗または割れに
よって廃却となり、割れによって廃却された金型は、廃
却金型の内部を調査した結果、炭化物の割れが破壊起点
となった。また、炭化物の規定方法としては、測定面、
Ｔ面１／４部、粒径は画像処理装置による円相当径、面
積率は画像処理装置により測定し、Ｍ7 Ｃ3 炭化物につ
いては、本発明では、２μｍ以上の炭化物を全てＭ7 Ｃ
3 型炭化物とみなした。 【００２１】その結果を表２に示す。表２に示すよう
に、本発明鋼Ｎｏ１〜３はいずれもＭ7 Ｃ3 炭化物粒径
５〜１５μｍであり、しかも、Ｍ7 Ｃ3 炭化物面積率
（％）が１〜９％の範囲であり、その場合の硬さ（ＨＲ
Ｃ）は、いずれも５９ＨＲＣ以上の硬さを維持した上
で、従来の冷間工具鋼Ｎｏ４〜５よりもはるかに優れた
引張圧縮疲労強度、金型寿命延長をはかることが出来
た。 【００２２】 【表２】 【００２３】 【発明の効果】以上述べたように、本発明鋼は、冷間工
具鋼としてのＭ7 Ｃ3 炭化物の粒径およびＭ7 Ｃ3 炭化
物の面積率を一定範囲に規制することにより、極めて優
れた型寿命を確保することが可能となり、金型用工具鋼
として従来のものに比べて経済的で極めて有利なものと
なった。
た高寿命型用冷間工具鋼に関するものである。 【０００２】 【従来の技術】従来、冷間加工用工具には、ＪＩＳ−Ｓ
ＫＤ１１が広く使用されている。しかし、塑性加工技術
の進歩や被加工材の高強度化に伴い、使用される工具へ
の応力負荷が大きくなり、５００℃焼き戻しで６０ＨＲ
Ｃの硬さが得られるＳＫＤ１１でさえ、粗大なＭ7 Ｃ3
型炭化物により耐摩耗性は確保しているが、一方で、Ｍ
7 Ｃ3 型炭化物は型寿命の低下をもたらす一因となって
いる。このような問題に対して、例えば特開平１−２０
１４４２号公報、特開平２−２４７３５７号公報、特開
平２−２７７７４５号公報、特開平３−１３４１３６号
公報、および特開平５−１５６４０７号公報の発明が提
案されている。 【０００３】この特開平１−２０１４４２号公報は、重
量％で、Ｃ：０．９０〜１．３５％、Ｓｉ：０．７０〜
１．４０％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｓ：０．００４％以
下、Ｃｒ：８．０〜１０．０、ＭｏとＷの１種または２
種をＭｏ＋Ｗ／２で１．５〜２．５％、ＶとＮｂの１種
または２種をＶ＋Ｎｂ／２で０．１５〜２．５％を含
み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに焼
入れ焼もどし組織において、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の面積率
を２％以上９％以下、ＭＣ炭化物の面積率を２．５％以
下とした転造ダイス用鋼にある。確かに、この発明に
は、炭化物についての面積率、および粒径を規制してい
るが、しかし、主に靱性の向上、炭化物の連鎖状分布を
経路とした亀裂伝播の抑制を目的としたものである。こ
れに対し、本発明は金型寿命のばらつき、極度な低寿命
をもたらす因子がＭ7 Ｃ3 型炭化物の割れによる亀裂発
生、および亀裂伝播が大きな要因であることを見出し、
そのためにはＭ7 Ｃ3 型炭化物を１５μｍ以下とするこ
とにより、金型寿命のばらつき、および極度な低寿命金
型を低減し、金型の平均寿命の向上をはかると言うもの
である。 【０００４】また、特開平２−２４７３５７号公報は、
上述の特開平１−２０１４４２号公報に、さらに、不純
物であるＡｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｂ，Ｐｂ，Ｂｉの合
計量が０．１３％以下からなる転造ダイス用鋼にある。
さらに、特開平２−２７７７４５号公報は、焼入焼もど
し組織において、粒径２μｍ以上のＭＣ型残留炭化物と
Ｍ6 Ｃ型残留炭化物の１種または２種の合計の面積率が
３％以下、粒径２μｍ以上のＭ7 Ｃ3 型残留炭化物の面
積率が１％以下と規制したものである。いずれも、特開
平１−２０１４４２号公報と同様に、主に靱性の向上、
炭化物の連鎖状分布を経路とした亀裂伝播の抑制を目的
としたものである。これに対し、本発明は、前述のよう
に、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の割れによる亀裂発生、および亀
裂伝播が大きな要因であることを見出し、しかも、その
Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の破壊起点が粒径１５μｍ以下である
ことを見出したものである。 【０００５】特開平３−１３４１３６号公報も、上述の
特開平１−２０１４４２号公報に、さらに、不可避的不
純物のうち、Ｐは０．０２％以下、Ｓは０．００５％以
下、Ｏは３０ｐｐｍ以下、Ｎは３００ｐｐｍ以下であ
り、さらに焼入焼もどし組織において、粒径２μｍ以上
のＭ7 Ｃ3 型残留炭化物の面積率が８％以下、粒径２μ
ｍ以上のＭＣ型残留炭化物およびＭ6 Ｃ型残留炭化物の
１種または２種の合計の面積率が３％以下である高硬
度、高靱性冷間工具であり、また、特開平５−１５６４
０７号公報は、焼入焼もどし後において、Ｍ7 Ｃ3 型一
次炭化物が面積率で４．０％以下、ＭＣ型一次炭化物が
面積率で０．５％以下、一次炭化物の最大粒径が実質的
に２０μｍ以下で基地中に均一に分散したミクロ組織と
なり、さらに１０５０℃〜１１００℃の焼入温度から、
５００℃までの焼入冷却速度を２５℃／ｍｉｎとして焼
入れし、これを高温焼もどしした場合の硬さがＨＲＣ６
４以上を得ることのできる高性能転造ダイス用鋼にあ
る。 【０００６】特開平３−１３４１３６号公報、および特
開平５−１５６４０７号公報のいずれも、主に靱性の向
上、炭化物の連鎖状分布を経路とした亀裂伝播の抑制を
目的としたものである。これに対し、本発明は前述同様
に、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の割れによる亀裂発生、および亀
裂伝播が大きな要因であることを見出し、しかも、その
Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の破壊起点が粒径１５μｍであること
から、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物を１５μｍ以下とすることによ
り、金型寿命のばらつき、および極度な低寿命金型を低
減し、金型の平均寿命の向上を図ることにある。 【０００７】 【発明が解決しようとする課題】上述した従来技術は、
靱性また強度の点から炭化物サイズを規制したものであ
る。この理由は、一次炭化物の欠落による微少欠損を生
じたり、クラックの進展経路となることを防ぐためであ
る。これに対し、近年の塑性加工技術の進歩や被加工材
の高強度化に伴い、工具の耐摩耗性向上を目的に、さら
に耐疲労性を兼ね供えた金型に適した工具鋼が必要とさ
れることから、本発明は、耐摩耗性を兼ね供えた引張圧
縮疲労強度の優れた高寿命が得られる冷間工具鋼を提供
することを目的とするものである。 【０００８】 【課題を解決するための手段】その発明の要旨とすると
ころは、重量％で、Ｃ：０．７５〜０．８９％、Ｓｉ：
２．０％以下、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：７．８
〜１１．０％、ＭｏまたはＷのいずれか１種または２種
をＭｏ当量（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．７〜５．０％、Ｖ
またはＮｂのいずれか１種または２種をＶ当量（Ｖ＋１
／２Ｎｂ）：０．１〜２．５％、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物よりなり、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の粒径を５〜１５
μｍ、面積率１〜９％とすることにより耐疲労強度の優
れた型寿命を有することを特徴とする冷間工具鋼にあ
る。 【０００９】 【発明の実施の形態】以下に、本発明鋼の各化学成分の
作用およびその限定理由を説明する。Ｃは、焼入焼戻に
より、十分なマトリックス硬さを与えると共に、Ｃｒ，
Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂなどと結合して炭化物を形成し、高温強
度、耐摩耗性を与える元素である。しかし、添加量が多
過ぎると、凝固時に粗大炭化物が過剰に析出し靱性を阻
害することから、Ｃの上限を０．８９％とした。一方、
０．６５％未満では、十分な二次硬化硬さが得られない
ので、その下限を０．６５％としたが、強度と靱性の最
適バランスを得るためには、０．７５〜０．８９％の範
囲が望ましい。 【００１０】Ｓｉは、主に脱酸剤として添加されると共
に、耐酸化性、焼入性に有効な元素であると共に、焼戻
過程において炭化物の凝集を抑え二次硬化を促進する元
素である。しかし、２．０％を越えて添加すると、靱性
を低下させるので、その上限を２．０％とした。Ｍｎ
は、Ｓｉと同様に脱酸剤として添加し鋼の清浄度を高め
ると共に焼入れ性を高める元素である。しかしながら、
２．０％を越えて添加すると、冷間加工性を阻害するう
えに靱性を低下させるので、その上限を２．０％とし
た。 【００１１】Ｃｒは、焼入れ性を高めると共に、焼戻軟
化抵抗を高める有効な元素である。この効果を満足する
ためには、好ましくは７．８％以上、より好ましくは
８．３％以上必要である。従って、その下限を７．８％
とした。一方、Ｃｒは、凝固時にＣと結合して巨大一次
炭化物を形成し易く、過剰な添加は、靱性を低下させる
ため、その上限を１１．０％、とした。 【００１２】ＭｏおよびＷは、共に微細な炭化物を形成
し、二次硬化に寄与する重要な元素であると共に、耐軟
化抵抗性を改善する元素である。ただし、その効果はＭ
ｏの方がＷよりも２倍強く、同じ効果を得るのに、Ｗは
Ｍｏの２倍必要である。この両元素の効果は、Ｍｏ当量
（Ｍｏ＋１／２Ｗ）で表すことができる。本発明成分系
においては、Ｍｏ当量で少なくとも０．７％以上が必要
である。逆に、Ｍｏ当量の過剰添加は、靱性を低下を招
くので、その上限を５．０％とした。 【００１３】Ｖ、Ｎｂは、共に二次硬化に有効であり、
Ｃと硬い炭化物を形成して耐摩耗性の向上に大きく寄与
すると共に結晶粒を微細化する。ただし、その効果はＶ
の方がＮｂよりも２倍強く、同じ効果を得るのに、Ｎｂ
はＶの２倍必要である。この両元素の効果はＶ当量（Ｖ
＋１／２Ｎｂ）で表すことができる。本発明成分系にお
いては、高温焼戻し硬度を得るためには、Ｖ当量で少な
くとも０．１％以上が必要である。過剰な添加は靱性を
劣化させるため、その上限を２．５％とした。 【００１４】次に、冷間工具鋼において、凝固時に晶出
する共晶炭化物であるが、従来は靱性、または強度の点
から炭化物のサイズを規定していたものである。その理
由は、一次炭化物の欠落による微小欠損を生じたり、ク
ラックの進展経路となることを防ぐために規制したもの
である。しかし、この点を詳しく究明した結果、本発明
の最大の特徴は、特に冷間工具鋼としての金型ダイス等
の工具寿命を左右する要因としての引張圧縮疲労での優
れた寿命が必要で、実際の金型において、疲労に起因し
た破損は、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の割れによる亀裂発生、お
よび亀裂伝播が大きな要因を占めていることを見出し、
そのためには、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の粒径が１５μｍ以下
の場合に著しく軽減することを見出したものである。 【００１５】図１は、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物サイズと破断繰
返し数および耐摩耗性との関係を示す図である。この図
によれば、引張圧縮疲労試験の結果によれば、Ｍ7 Ｃ3
型炭化物の粒径が１５μｍを越えると著しく破断繰返し
数（Ｎ）が減少することが判明した。一方、大越式摩耗
試験の結果によると、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の粒径が５μｍ
未満で著しく耐摩耗性の減少が現れることが判明した。 【００１６】図２は、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物サイズと金型寿
命（ショット数）との関係を示す図である。この図によ
れば、摩耗による金型の廃却、および炭化物の割れに起
因した廃却からの金型寿命を試験した結果、Ｍ7 Ｃ3 型
炭化物サイズが５μｍ未満では、摩耗による金型の廃却
において、また、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の粒径が１５μｍを
越えると、炭化物の割れによる廃却から金型寿命として
の指数であるショット数の減少することが判る。その結
果、両者の要因による金型寿命によって、Ｍ7Ｃ3 型炭
化物の粒径を５〜１５μｍの範囲に規制することが最適
であることを究明した。すなわち、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の
粒径について、引張圧縮疲労と疲労に起因した破損から
１５μｍ以下が好ましい。また、耐摩耗性の観点から５
μｍ以上が望ましい。 【００１７】さらに、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の面積率は、耐
摩耗性の観点からは炭化物が多いほど良好となり、少な
くとも１％以上のＭ7 Ｃ3 型炭化物が必要となる。一
方、耐疲労特性の点から、炭化物をできるかぎり均一に
分散させるため、９％以下とすることが望ましい。従っ
て、Ｍ7 Ｃ3 型炭化物の面積率を１〜９％とした。上述
したように、Ｍ 7 Ｃ 3 型炭化物の粒径を５〜１５μｍ、
面積率１〜９％とするためには、請求項に示した成分組
成のものを溶製した後、１０００〜１０４０℃で焼入れ
することにより実現することができる。しかし、１０４
０℃を超えると、炭化物が急速にマトリックス（基地）
中へ溶け込み、炭化物粒径が小さくなるため、所定の炭
化物が得られない。また、焼入れ時に旧オーステナイト
粒が粗大化し、靱性、疲労強度の低下が生じる。さら
に、焼入れ時に残留オーステナイトが多く残存し、焼戻
しても十分な硬さが得られない。一方、１０００℃未満
では、炭化物がマトリックス（基地）中へ溶け込まず、
所定の炭化物が得られない。また、炭化物がマトリック
ス中へ溶け込まないので、硬さを得るために必要な炭素
が不足することから、所定の粒径および面積率を得るこ
とができない。 【００１８】 【実施例】以下に、本発明を実施例に基づいて具体的に
説明する。表１に示す組成の鋼６００ｋｇを真空誘導溶
解炉にて出鋼した後、加熱温度１１００℃、鍛錬比１５
ｓで鍛伸を行い、室温まで徐冷した後、８６０℃にて焼
鈍を施し供試材とした。この試験片および金型は、１０
４０℃に３０分保持後、空冷して焼入し、５２０℃で６
０分保持後空冷処理を２回施した。また、引張圧縮疲労
試験は、平行部、径５×１５ｍｍの試験片を加工後、油
圧サーボ試験機を用い、応力振幅１３００ＭＰａ、応力
比Ｒ＝−１、室温の条件下で行った。 【００１９】 【表１】 【００２０】大越式摩耗試験は、ＳＣＭ４２０（８６Ｈ
ＲＢ）を相手材とし、摩耗距離２００ｍ、最終荷重６２
Ｎの条件下で行い、試験結果は比較鋼４の摩耗量を１０
０として表した。さらに、実機での金型試験は、径１２
０×１００ｍｍの鍛造用金型を作製し、ＳＣＭ４２０を
被加工材として試験を行った。金型は摩耗または割れに
よって廃却となり、割れによって廃却された金型は、廃
却金型の内部を調査した結果、炭化物の割れが破壊起点
となった。また、炭化物の規定方法としては、測定面、
Ｔ面１／４部、粒径は画像処理装置による円相当径、面
積率は画像処理装置により測定し、Ｍ7 Ｃ3 炭化物につ
いては、本発明では、２μｍ以上の炭化物を全てＭ7 Ｃ
3 型炭化物とみなした。 【００２１】その結果を表２に示す。表２に示すよう
に、本発明鋼Ｎｏ１〜３はいずれもＭ7 Ｃ3 炭化物粒径
５〜１５μｍであり、しかも、Ｍ7 Ｃ3 炭化物面積率
（％）が１〜９％の範囲であり、その場合の硬さ（ＨＲ
Ｃ）は、いずれも５９ＨＲＣ以上の硬さを維持した上
で、従来の冷間工具鋼Ｎｏ４〜５よりもはるかに優れた
引張圧縮疲労強度、金型寿命延長をはかることが出来
た。 【００２２】 【表２】 【００２３】 【発明の効果】以上述べたように、本発明鋼は、冷間工
具鋼としてのＭ7 Ｃ3 炭化物の粒径およびＭ7 Ｃ3 炭化
物の面積率を一定範囲に規制することにより、極めて優
れた型寿命を確保することが可能となり、金型用工具鋼
として従来のものに比べて経済的で極めて有利なものと
なった。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｍ7 Ｃ3 型炭化物サイズと破断繰返し数および
耐摩耗性との関係を示す図である。 【図２】Ｍ7 Ｃ3 型炭化物サイズと金型寿命（ショット
数）との関係を示す図である。
耐摩耗性との関係を示す図である。 【図２】Ｍ7 Ｃ3 型炭化物サイズと金型寿命（ショット
数）との関係を示す図である。
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フロントページの続き
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．７５〜０．８９％、 Ｓｉ：２．０％以下、 Ｍｎ：０．１〜２．０％、 Ｃｒ：７．８〜１１．０％、 ＭｏまたはＷのいずれか１種または２種をＭｏ当量（Ｍ
ｏ＋１／２Ｗ）：０．７〜５．０％、 ＶまたはＮｂのいずれか１種または２種をＶ当量（Ｖ＋
１／２Ｎｂ）：０．１〜２．５％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、Ｍ7 Ｃ3 型炭
化物の粒径を５〜１５μｍ、面積率１〜９％とすること
により耐疲労強度の優れた型寿命を有することを特徴と
する冷間工具鋼。
Priority Applications (5)
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|---|---|---|---|
| JP00060798A JP3455407B2 (ja) | 1998-01-06 | 1998-01-06 | 冷間工具鋼 |
| US09/086,487 US6053991A (en) | 1998-01-06 | 1998-05-29 | Production of cold working tool steel |
| AT98109889T ATE206485T1 (de) | 1998-01-06 | 1998-05-29 | Die herstellung von einem kaltarbeitswerkzeugstahl |
| DE69801890T DE69801890T2 (de) | 1998-01-06 | 1998-05-29 | Die Herstellung von einem Kaltarbeitswerkzeugstahl |
| EP98109889A EP0930374B1 (en) | 1998-01-06 | 1998-05-29 | Production of cold working tool steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00060798A JP3455407B2 (ja) | 1998-01-06 | 1998-01-06 | 冷間工具鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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| JP3455407B2 true JP3455407B2 (ja) | 2003-10-14 |
Family
ID=11478432
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP00060798A Expired - Lifetime JP3455407B2 (ja) | 1998-01-06 | 1998-01-06 | 冷間工具鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3455407B2 (ja) |
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| JP5748983B2 (ja) * | 2010-11-15 | 2015-07-15 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 耐焼付き性に優れたアルミ製缶用工具およびその製造方法 |
| JP2015040315A (ja) * | 2013-08-20 | 2015-03-02 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 熱処理による寸法変化が少なく異方性の小さな金型用の合金工具鋼 |
| JP6177694B2 (ja) * | 2014-01-06 | 2017-08-09 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 冷間プレス金型用鋼 |
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-
1998
- 1998-01-06 JP JP00060798A patent/JP3455407B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11193447A (ja) | 1999-07-21 |
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