JP3610995B2 - Cold work tool steel - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、焼戻し温度が４５０℃以上で焼戻し効果が生じ、ＨＲＣ４７．５以上の硬さのプレハードン状態で加工することができる被削性に優れ、かつフレームハードによる硬さの優れたプレハードン用冷間工具鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、冷間工具鋼としてＪＩＳのＳＫ、ＳＫＳ鋼が使用されていた。しかし、従来使用していたＪＩＳのＳＫ、ＳＫＳ鋼は、焼入れ性が劣っていたので、高硬度で使用する場合には焼入れを油冷以上の焼入れ冷却速度で焼入れする必要があった。また上記ＪＩＳのＳＫ、ＳＫＳ鋼は、高温焼戻しをすると硬さの低下が大きくなるので、通常低温焼戻しを行っていた。その結果、焼入れの残留応力が大きくなるとともに、低温焼戻しをするため残留応力が開放されず、ワイヤカット時に歪みが生じたり、ワレが発生したりしてワイヤカット加工をすることができなかった。
【０００３】
また、現在プレハードン鋼の最高硬さは、ＨＲＣ４０程度でこれ以上の硬さでは通常切削加工性が悪く、プレハードンにしたことによる粗加工工程の省略のメリットが相殺してしまうため、実用化されなかった。これによりプレハードン鋼の適用範囲は限定されていた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、高温焼戻しをしても硬さの低下が大きくなく、ワイヤカット時に発生する歪み量が小さく、ＨＲＣ４７．５以上の硬さのプレハードン状態でも加工ができる被削性に優れ、さらにプレームハード硬さの高いプレハードン用冷間工具鋼を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するために、本発明のＨＲＣ４７．５以上の硬さのプレハードン状態で加工できるプレハードン用冷間工具鋼においては、重量％で、Ｃ：０．６０〜１．２０％、Ｓｉ：０．２０〜３．００％、Ｍｎ：０．２０〜３．００％、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、２Ｍｏ＋Ｗ：０．１〜８．０％、Ｖ：０．０５〜２．０％、Ｓ：０．０５〜０．３５％を含有し、残部が実質的にＦｅであ残部が実質的にＦｅであり、（１＋０．６２Ｓｉ）（１＋４．１Ｍｎ）（１＋２．３Ｃｒ）（１＋５．２Ｍｏ）（１＋０．５２Ｎｉ）＞１００の条件を満たするものとしたことである。
【０００６】
さらに、本発明のＨＲＣ４７．５以上の硬さのプレハードン状態で加工できるプレハードン用冷間工具鋼においては、重量％で、Ｃ：０．６０〜１．２０％、Ｓｉ：０．２０〜３．００％、Ｍｎ：０．２０〜３．００％、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、２Ｍｏ＋Ｗ：０．１〜８．０％、Ｖ：０．０５〜２．０％、Ｓ：０．０５〜０．３５％を含有し、残部が実質的にＦｅである冷間工具鋼にＮｂ：０．０２〜２．０％、および／またはＴａ：０．０２〜２．０％ならびにＣａ：０．０００２〜０．０２％および／またはＴｅ：０．００５〜０．０２７％の１種または２種以上を添加し、（１＋０．６２Ｓｉ）（１＋４．１Ｍｎ）（１＋２．３Ｃｒ）（１＋５．２Ｍｏ）（１＋０．５２Ｎｉ）＞１００の条件を満たするものとしたことである。
【０００７】
【作用】
本発明のプレハードン用冷間工具鋼は、成分組成をＣ：０．６０〜１．２０％、Ｓｉ：０．２０〜３．００％、Ｍｎ：０．２０〜３．００％、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、２Ｍｏ＋Ｗ：０．１〜８．０％、Ｖ：０．０５〜２．０％、Ｓ：０．０５〜０．３５％、残部が実質的にＦｅとし、（１＋０．６２Ｓｉ）（１＋４．１Ｍｎ）（１＋２．３Ｃｒ）（１＋５．２Ｍｏ）（１＋０．５２Ｎｉ）＞１００の条件を満たしたことにより、パーライト焼入性およびベイナイト焼入性を改善し、徐冷焼入れにより高硬度を達成するとともに、高温焼戻し時の２次析出によりＨＲＣ４７．５以上を達成することができる。また、ワイヤカット加工後の歪み量を低減させることができる。
【０００８】
さらに、上記鋼にＮｂ：０．０２〜２．０％およびＴａ：０．０２〜２．０％の１種または２種を含有させることにより、結晶粒の成長を抑制することができ、さらに上記鋼にＳ：０．０５〜０．３５％またはＳ：０．０５〜０．３５％ならびにＣａを０．０００２〜０．０２％および／またはＴｅを０．００５〜０．０２７％を含有させることにより、現状のＨＲＣ４０レベルのプレハードン鋼並の被削性を確保することができる。
【０００９】
また、本発明の冷間工具鋼は、焼入れ後高温焼戻しをすることにより硬度がＨＲＣ４７．５以上になり、また現状のＨＲＣ４０レベルのプレハードン鋼並の被削性を確保することができるので、用途をプレハードン用とすることができる。
【００１０】
次に、各成分を限定した理由を説明する。
Ｃ：０．６０〜１．２０％
Ｃは、焼入れ状態の硬さ、特にフレームハード時の硬さを確保するために含有させる元素で、０．６０％より少ないと硬さを確保することができず、また１．２０％を超えると一次炭化物量が多くなりすぎるとともに焼入れ残留オーステナイトが増加して硬さが低下するので、その含有量を０．６０〜１．２０％とした。
【００１１】
Ｓｉ：０．２０〜３．００％
Ｓｉは、パーライトおよびベイナイト焼入れ性の向上および高温焼戻硬さの増大させるために含有させる元素で、０．２０％より少ないと焼入れ性の向上および高温焼戻硬さが不十分になり、また３．００％を超えると靱性が低下するとともに残留オーステナイトが増加して硬さが低下するので、その含有量を０．２０〜３．００％とした。
【００１２】
Ｍｎ：０．２０〜３．００％
Ｍｎは、パーライトおよびベイナイト焼入れ性の向上並びにＭｎＳ生成させるための元素で、０．２０％より少ないと焼入れ性の向上およびＭｎＳ生成元素量が不十分になり、また３．００％を超えると靱性が低下すので、その含有量を０．２０〜３．００％とした。
【００１３】
Ｎｉ：３．０％以下
Ｎｉは、焼入れ性を向上させるために含有させる元素で、３．０％を超えると残留オーステナイトが増加して必要な硬さを確保するのが困難となり、また靱性も低下するので、その含有量を３．０％以下とした。
【００１４】
Ｃｒ：３．０％以下
Ｃｒは、焼入れ性および高温焼戻し硬さを向上させるために含有させる元素で、３％を超えると難固溶炭化物（Ｃｒ7 Ｃ3 ）を形成してフレームハード性を低下し、高硬度炭化物が多くなることによって被削性が低下するので、その含有量を３．０％以下とした。
【００１５】
２Ｍｏ＋Ｗ：０．１０〜８．０％
ＭｏおよびＷは、ベイナイト焼入れ性を向上および高温焼戻し硬さを増大するために含有させる元素で、０．１０％より少ないとベイナイト焼入れ性を向上および高温焼戻し硬さを増大する効果がなく、８．０％を超えると難固溶の一次炭化物量が増大して焼入れ温度を上昇し、フレームハード硬さを低下するので、その含有量を０．１０〜８．０％とした。
【００１６】
Ｖ：０．０５〜２．０％
Ｖは、高温焼戻硬さを増大し、結晶粒の粗大化を防止するために含有させる元素で、０．０５％より少ないと結晶粒の粗大化を防止する効果がなく、また２．０％を超えると難固溶の一次炭化物量が増大して焼入れ温度を上昇し、靱性が低下するので、その含有量を０．０５〜２．０％とした。
Ｓ：０．０５〜０．３５％
Ｓは、被削性を向上させるために含有させる元素で、０．０５％より少ないと被削性をが改善されず、０．３５％を超えると靱性、硬さおよび熱間加工性を低下するので、その含有量を０．０５〜０．３５％とした。
【００１７】
Ｎｂ、Ｔａ：０．０２〜２．０％
結晶粒の成長を抑制するために含有させる元素で、０．０２％より少ないと結晶粒の成長を抑制効果がなく、また２．０％を超えると難固溶の一次炭化物量が増大して焼入れ温度を上昇し、フレームハード硬さおよび被削性が低下するので、その含有量を０．０２〜２．０％とした。
Ｃａ：０．０００２〜０．０２％
ＭｎＳに固溶してＭｎＳの形態を変化させ、靱性の劣化を抑制し、高硬度状態での被削性を向上（特に、超硬工具で顕著）するために含有させる元素で、０．０００２％より少ないとその効果がなく、０．０２％を超えると靱性が低下するので、その含有量を０．０００２〜０．０２％とした。
【００１８】
Ｔｅ：０．００５〜０．０２７％
ＭｎＳの形態を変化させ、靱性の劣化を抑制するとともに被削性を向上させるために含有させる元素で、０．００５％より少ないとその効果がなく、０．０２７％を超えると靱性および熱間加工性が低下するので、その含有量を０．００５〜０．０２７％とした。
【００１９】
Ｐ＝（１＋０．６２Ｓｉ）（１＋４．１Ｍｎ）（１＋２．３Ｃｒ）（１＋５．２Ｍｏ）（１＋０．５２Ｎｉ）＞１００
Ｐは、高温焼戻し硬さおよびワイヤカット加工後の歪み量に影響するもので、１００以下では必要な高温焼戻し硬さを確保することができず、またワイヤカット加工後の歪み量を低減させることができないので、その値を１００を超える値とした。
【００２０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施例について説明する。
表１の成分組成の本発明の実施例鋼および比較例鋼を通常の溶製法によって製造した。
【００２１】
【表１】
上記表１の組成の本発明の実施例鋼および比較例鋼を表２の条件で熱処理して試験片とし、これらの試験片の硬さ、抗折力、超硬工具切削長さおよびワイヤカット後の歪み量（指数）ならびにフレームハード硬さを測定し、その結果を表２に記載した。
【００２３】
なお、フレームハード硬さは、図１に示したように５０ｍｍ×２００ｍｍ×１５０ｍｍの寸法のものを焼入れ焼戻しして表２に示す硬さにして試験片とし、これらの試験片を３００℃に予熱した後、酸素圧力１．０kgf/cm2 、アセチレン圧力０．１７kgf/cm2 のガス圧で加熱し、その後測定した。
また、ワイヤカット後の歪み量は、図２に示したように４０ｍｍ×２００ｍｍ×１５０ｍｍの寸法のものを焼入れ焼戻しして試験片とし、これをワイヤカットした後、ａ−ｂ間を測定し、その歪み量を比較例の１２の鋼の歪み量を１００とした指数で表した。
【００２４】
【表２】
本発明の実施例１〜７は、焼入および焼戻し後の硬さＨＲＣ４７．５以上であり、抗折力２８０Ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、超硬工具切削長さ１７００ｍｍ以上、フレームハード硬さＨＲＣ６０．５以上およびワイヤカット後の歪み量の指数が２５以下と冷間工具鋼に必要なすべての条件を満たしていた。
【００２６】
しかし、比較例のものは、いずれも全ての条件を満たしていなかった。すなわち、比較例１０は、Ｃの含有量が本発明の下限より少なく、またＣｒの含有量が本発明の上限を超えており、そのためフレームハード硬さが劣っている。比較例１１は、本発明の必須成分であるＶ並びにＭｏおよびＷのいずれも含有しておらず、Ｐ値が低く、またＳの含有量が本発明の下限以下であり、そのため硬さ及びフレームハード硬さが劣っており、またワイヤカット後の歪み量もやや劣っている。
【００２７】
比較例１２は、本発明の必須成分であるＭｏおよびＷのいずれも含有しておらず、またＰ値が低く、更に比較例１３は、Ｃｒの含有量が本発明の上限を超えており、２Ｍｏ＋Ｗの含有量が本発明の下限以下であり、またＰ値が低く、いずれも超硬工具切削長さ、フレームハード硬さ及びワイヤカット後の歪み量が劣っている。
【００２８】
比較例１４は、ＣおよびＣｒの含有量が本発明の上限を超えており、Ｓの含有量が本発明の下限以下であり、そのため硬さ、超硬工具切削長さおよびワイヤカット後の歪み量が劣っている。比較例１５は、Ｃｒの含有量が本発明の上限を超えており、そのため超硬工具切削長さおよびワイヤカット後の歪み量が劣っている。比較例１６は、ＶおよびＳの含有量が本発明の下限以下であり、超硬工具切削長さが劣っている。
【００２９】
本発明は、上記以外の点においても実施例に限定されることなく、要旨を変更しない範囲において種々の変更をすることが出来ることはもちろんである。
【００３０】
【本発明の効果】
本発明は、上記成分組成にしたことにより、次のような優れた効果を奏する。
（１）徐冷焼入れにより高硬度を達成することができ、また高温焼戻し時の２次析出によ りＨＲＣ４７．５以上にすることができる。
（２）ＨＲＣは４７．５以上であるが、その被削性は現状のＨＲＣ４０レベルのプレハー ドン鋼の被削性と同程度である。
（３）焼入れ焼戻し後にワイヤカット加工しても、歪みが大きく生じたり、ワレが発生し たりすることがないので、ワイヤカット加工ができる。
（４）フレームハード面の硬さと靱性が優れている。
【図面の簡単な説明】
【図１】フレームハード硬さを測定するための加熱方法および測定位置を説明するための図である。
【図２】ワイヤカット後の歪み量を測定するためのワイヤカットの形状および測定位置を説明するための図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention has a tempering effect when the tempering temperature is 450 ° C. or higher, has excellent machinability that can be processed in a pre-hardened state with a hardness of HRC 47.5 or higher, and has excellent hardness due to frame hardware . It relates to cold tool steel.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, JIS SK and SKS steels have been used as cold tool steels. However, the JIS SK and SKS steels used in the past have been poor in hardenability. Therefore, when used at a high hardness, it has been necessary to quench the quenching at a quenching cooling rate higher than oil cooling. In addition, the JIS SK and SKS steels are usually tempered at low temperatures because the decrease in hardness increases when tempered at high temperatures. As a result, the residual stress of quenching increased, and the residual stress was not released because of low temperature tempering, and the wire cut processing could not be performed due to distortion or cracking during wire cutting.
[0003]
In addition, the maximum hardness of pre-hardened steel is currently around HRC40, and if it is higher than this, normal cutting workability is poor, and the advantage of omitting the roughing process due to pre-hardening is offset, so it is not put into practical use. It was. This limited the range of application of prehardened steel.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention does not greatly reduce the hardness even when tempering at high temperature, has a small amount of strain generated during wire cutting, and has excellent machinability that can be processed even in a pre-hardened state with a hardness of HRC 47.5 or higher. An object of the present invention is to provide a pre-hardened cold tool steel having a high hard hardness.
[0005]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above object, in the cold work steel for pre-hardened that can be processed in the pre-hardened state of HRC 47.5 or more of the present invention, C: 0.60 to 1.20%, Si: 0.20 to 3.00%, Mn: 0.20 to 3.00%, Ni: 3.0% or less, Cr: 3.0% or less, 2Mo + W: 0.1 to 8.0%, V: 0 0.05 to 2.0%, S: 0.05 to 0.35%, the balance being substantially Fe and the balance being substantially Fe, (1 + 0.62Si) (1 + 4.1Mn) ( 1 + 2.3Cr) (1 + 5.2Mo) (1 + 0.52Ni)> 100.
[0006]
Furthermore, in the cold- work tool steel for pre-hardened that can be processed in a pre-hardened state having a hardness of HRC 47.5 or higher according to the present invention, C: 0.60-1.20%, Si: 0.20-3. 00%, Mn: 0.20 to 3.00%, Ni: 3.0% or less, Cr: 3.0% or less, 2Mo + W: 0.1 to 8.0%, V: 0.05 to 2.0 %, S: 0.05 to 0.35%, with the balance being substantially Fe, cold tool steel Nb: 0.02 to 2.0% and / or Ta: 0.02 to 2 0.0% and one or more of Ca: 0.0002 to 0.02% and / or Te: 0.005 to 0.027 % are added, and (1 + 0.62Si) (1 + 4.1Mn) (1 + 2 .3Cr) (1 + 5.2Mo) (1 + 0.52Ni)> 100 It is.
[0007]
[Action]
The cold work steel for prehardened steel of the present invention has a component composition of C: 0.60 to 1.20%, Si: 0.20 to 3.00%, Mn: 0.20 to 3.00%, Ni: 3 0.0% or less, Cr: 3.0% or less, 2Mo + W: 0.1-8.0%, V: 0.05-2.0%, S: 0.05-0.35%, the balance being substantial By satisfying the condition of (1 + 0.62Si) (1 + 4.1Mn) (1 + 2.3Cr) (1 + 5.2Mo) (1 + 0.52Ni)> 100, pearlite hardenability and bainite hardenability are improved. And while achieving high hardness by slow cooling quenching, HRC47.5 or more can be achieved by the secondary precipitation at the time of high temperature tempering. Moreover, the amount of distortion after wire cut processing can be reduced.
[0008]
Furthermore, by containing one or two of Nb: 0.02 to 2.0% and Ta: 0.02 to 2.0% in the steel, growth of crystal grains can be suppressed. The steel contains S: 0.05 to 0.35% or S: 0.05 to 0.35% and Ca 0.0002 to 0.02% and / or Te 0.005 to 0.027% By doing so, it is possible to ensure machinability comparable to the pre-hardened steel of the current HRC40 level.
[0009]
Further, the cold tool steel of the present invention has a hardness of HRC47.5 or higher by high temperature tempering after quenching, and can secure machinability comparable to the current HRC40 level prehardened steel. Can be used for pre-hardening.
[0010]
Next, the reason why each component is limited will be described.
C: 0.60 to 1.20%
C is an element to be included in order to ensure the hardness in the quenched state, in particular the hardness at the time of frame hardness. If it is less than 0.60%, the hardness cannot be ensured, and exceeds 1.20%. As the amount of primary carbide increases too much and the quenched austenite increases and the hardness decreases, the content was made 0.60 to 1.20%.
[0011]
Si: 0.20 to 3.00%
Si is an element to be included for improving the pearlite and bainite hardenability and increasing the high temperature tempering hardness. If less than 0.20%, the hardenability is improved and the high temperature tempering hardness is insufficient. If it exceeds 3.00%, the toughness decreases and the retained austenite increases to decrease the hardness. Therefore, the content is set to 0.20 to 3.00%.
[0012]
Mn: 0.20 to 3.00%
Mn is an element for improving the hardenability of pearlite and bainite and generating MnS. When it is less than 0.20%, the hardenability is improved and the amount of MnS-forming element becomes insufficient, and when it exceeds 3.00%, the toughness is increased. Therefore, the content was made 0.20 to 3.00%.
[0013]
Ni: 3.0% or less Ni is an element to be included for improving the hardenability. If it exceeds 3.0%, retained austenite increases and it becomes difficult to ensure the necessary hardness, and the toughness is also high. Since it falls, the content was made into 3.0% or less.
[0014]
Cr: 3.0% or less Cr is an element to be included in order to improve hardenability and high-temperature tempering hardness. When it exceeds 3%, it forms a hardly-soluble carbide (Cr 7 C 3 ) to improve frame hardness. Since the machinability is lowered due to a decrease in the amount of high-hardness carbide, the content thereof is set to 3.0% or less.
[0015]
2Mo + W: 0.10 to 8.0%
Mo and W are elements included for improving bainite hardenability and increasing high temperature tempering hardness. When less than 0.10%, there is no effect of improving bainite hardenability and increasing high temperature tempering hardness. If it exceeds 0.0%, the amount of primary carbides hardly soluble is increased, the quenching temperature is raised, and the frame hard hardness is lowered, so the content was made 0.10 to 8.0%.
[0016]
V: 0.05-2.0%
V is an element that is added to increase the high-temperature tempering hardness and prevent the coarsening of crystal grains. If less than 0.05%, V has no effect of preventing the coarsening of crystal grains, and 2.0%. If the amount exceeds 50%, the amount of hard-dissolved primary carbide increases to raise the quenching temperature and lower the toughness, so the content was made 0.05 to 2.0%.
S: 0.05 to 0.35%
S is an element to be included for improving the machinability. If it is less than 0.05%, the machinability is not improved, and if it exceeds 0.35%, the toughness, hardness and hot workability are deteriorated. Therefore, the content was set to 0.05 to 0.35%.
[0017]
Nb, Ta: 0.02 to 2.0%
An element to be included for suppressing the growth of crystal grains. When the content is less than 0.02%, there is no effect of suppressing the growth of crystal grains. When the content exceeds 2.0%, the amount of hard carbide primary carbide increases. Since the quenching temperature was raised and the frame hard hardness and machinability were lowered, the content was set to 0.02 to 2.0%.
Ca: 0.0002 to 0.02%
An element to be added to dissolve in MnS to change the form of MnS, suppress deterioration of toughness, and improve machinability in a high hardness state (particularly remarkable in cemented carbide tools). If it is less than%, the effect is not obtained, and if it exceeds 0.02%, the toughness decreases, so the content was made 0.0002 to 0.02%.
[0018]
Te: 0.005 to 0.027 %
An element to be included to change the form of MnS to suppress deterioration of toughness and improve machinability. If it is less than 0.005%, there is no effect, and if it exceeds 0.027 %, toughness and hot since workability is decreased, and the content thereof from 0.005 to 0.027%.
[0019]
P = (1 + 0.62Si) (1 + 4.1Mn) (1 + 2.3Cr) (1 + 5.2Mo) (1 + 0.52Ni)> 100
P affects the high-temperature tempering hardness and the amount of strain after wire-cutting. If it is 100 or less, the necessary high-temperature tempering hardness cannot be secured, and the amount of strain after wire-cutting is reduced. Therefore, the value was set to a value exceeding 100.
[0020]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Examples of the present invention will be described below.
Example steels of the present invention and comparative example steels having the component compositions shown in Table 1 were produced by an ordinary melting method.
[0021]
[Table 1]
Example steels and comparative steels of the present invention having the compositions shown in Table 1 were heat-treated under the conditions shown in Table 2 to obtain test pieces. The hardness, bending strength, carbide tool cutting length, and wire cut of these test pieces. Later strain amount (index) and frame hard hardness were measured, and the results are shown in Table 2.
[0023]
As shown in FIG. 1, the frame hard hardness is 50 mm × 200 mm × 150 mm in size and quenched and tempered to obtain the hardness shown in Table 2, and these test pieces are preheated to 300 ° C. after oxygen pressure 1.0 kgf / cm 2, and heated at the gas pressure of acetylene pressure 0.17kgf / cm 2, and then measured.
Further, as shown in FIG. 2, the strain amount after the wire cut was 40 mm × 200 mm × 150 mm in size, which was quenched and tempered to obtain a test piece, which was wire cut and measured between a and b. The amount of strain was expressed as an index with the amount of strain of the steel of Comparative Example 12 as 100.
[0024]
[Table 2]
Examples 1 to 7 of the present invention have a hardness HRC of 47.5 or more after quenching and tempering, a bending strength of 280 kgf / mm 2 or more, a carbide tool cutting length of 1700 mm or more, a frame hard hardness of HRC 60. The index of 5 or more and the strain amount after wire cutting was 25 or less, which satisfied all the conditions necessary for cold work tool steel.
[0026]
However, none of the comparative examples satisfied all the conditions. That is, in Comparative Example 10, the C content is less than the lower limit of the present invention, and the Cr content exceeds the upper limit of the present invention, so that the frame hard hardness is inferior. Comparative Example 11 contains neither V nor Mo and W, which are essential components of the present invention, has a low P value, and the S content is below the lower limit of the present invention. Hard hardness is inferior, and distortion after wire cutting is slightly inferior.
[0027]
Comparative Example 12 does not contain any of Mo and W, which are essential components of the present invention, has a low P value, and Comparative Example 13 has a Cr content exceeding the upper limit of the present invention. The content of 2Mo + W is less than or equal to the lower limit of the present invention, and the P value is low, all of which are inferior in carbide tool cutting length, frame hard hardness, and strain after wire cutting.
[0028]
In Comparative Example 14, the content of C and Cr exceeds the upper limit of the present invention, and the content of S is less than or equal to the lower limit of the present invention. Therefore, hardness, carbide tool cutting length, and distortion after wire cutting The amount is inferior. In Comparative Example 15, the Cr content exceeds the upper limit of the present invention, so the carbide tool cutting length and the strain amount after wire cutting are inferior. In Comparative Example 16, the V and S contents are below the lower limit of the present invention, and the carbide tool cutting length is inferior.
[0029]
The present invention is not limited to the embodiments in points other than the above, and it is needless to say that various changes can be made without departing from the scope of the invention.
[0030]
[Effect of the present invention]
The present invention has the following excellent effects due to the above component composition.
(1) High hardness can be achieved by slow cooling and quenching, and HRC 47.5 or more can be achieved by secondary precipitation during high temperature tempering.
(2) Although HRC is 47.5 or more, the machinability is comparable to the machinability of pre-Hardon steel at the current HRC40 level.
(3) Even if wire cutting is performed after quenching and tempering, there is no significant distortion or cracking, so wire cutting can be performed.
(4) The hardness and toughness of the frame hard surface are excellent.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram for explaining a heating method and a measurement position for measuring frame hard hardness.
FIG. 2 is a diagram for explaining the shape and measurement position of a wire cut for measuring the amount of strain after the wire cut.
Claims (4)
Priority Applications (1)
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