JP3780690B2

JP3780690B2 - Hot work tool steel with excellent machinability and tool life

Info

Publication number: JP3780690B2
Application number: JP07434698A
Authority: JP
Inventors: 知暁瀬羅; 正英海野; 働山口; 康孝岡田; 邦夫近藤
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1998-03-23
Filing date: 1998-03-23
Publication date: 2006-05-31
Anticipated expiration: 2018-03-23
Also published as: JPH11269603A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は熱間工具鋼に関し、さらに詳しくは熱間鍛造用金型、押し出し型やダイカスト金型などに使用される被削性および工具寿命に優れた熱間工具鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
熱間鍛造、熱間押出しやダイカストなどに用いられる金型に使用される工具鋼には、金型作製における加工時間の短縮、切削工具の長寿命化等の被削性が要求される。
【０００３】
合金工具鋼鋼材で JIS G 4404に規格化されている鋼のうち熱間工具用としては、５Cr−Mo−Ｖ系のＳＫＤ６１やＳＫＤ６２など、３Cr−３Mo−Ｖ系のＳＫＤ７およびNi−Cr−Mo−Ｖ系の低合金鋼であるＳＫＴ３やＳＫＴ４などが多用されている。しかし、このようにJISに規定されている合金工具鋼鋼材では、前記した熱間工具に要求される被削特性を満足することは困難である。
【０００４】
上記の状況に対応して、快削元素を添加し熱間工具の快削性を高めようとする技術がいくつか提案されている。例えば、特開平９−217147号公報には、鋼の靱性、耐ヒートチェック性を高めた低Si含有鋼にＳ、Teを添加させ、これらを鋼中に非金属介在物として介在せしめ、切削加工時に応力集中源として作用させ、切削抵抗の低下とともに切削屑の破砕性を高めることによって、鋼の被削性を向上させる技術が提案されている。しかし、提案の工具鋼では、ある程度の被削性の向上が望まれるが、鋼中に介在する非金属介在物によって、靱性の低下および高温強度の低下が避け難く、工具寿命が十分でないという問題がある。
【０００５】
また、特開平４−358040号公報では、ＳＴＫ系の工具鋼にＣを低めに、かつNiを1.3％未満に設定することを基本として、さらにＷおよびMoを適正量に規制した上でCrを増量することによって耐割れ感受性の低減と安定性を向上させる技術が開示されている。しかし、開示された工具鋼の耐割れ感受性の安定化は、鋼の被削性の低下の原因となる炭化物量の低減によるものであるから、熱間工具鋼としての使用にともない、高温強度の低下要因となって工具寿命を低下させるという問題がある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
上述の通り、従来技術においては、熱間工具に対し金型製作の際の被削性と同時に、勒性および高温強度の特性で示される工具寿命を要求することが困難な状況にある。加えて近年、熱間加工に対する要求がますます厳しくなっており、熱間鍛造サイクルの高速化や複雑な製品形状が一層要求されるようになっている。そのため、熱間工具の使用条件も一層過酷なものとなって、被削性のみならず、充分な工具寿命を実現し得る熱間工具鋼の開発要請が強くなっている。
【０００７】
本発明は、このような従来技術の問題点および近年の開発要請に鑑みてなされたものであり、金型製作に際し、被削性のみならず、熱間工具の寿命を改善するのに充分な靱性と高温強度とを有する熱間工具鋼を提供することを目的としている。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の課題を解決するため、JIS G 4404に規定する５Cr−Mo−Ｖ系のＳＫＤ６１を基本組成とする熱間工具鋼の特性に及ぼす各種元素の影響について検討を重ねた結果、まず、上記成分系の熱間工具鋼の靭性改善にはMnおよびNiの含有量を増やすことが非常に効果的であるが、これらの元素の増量は高温強度の低下を招くことが明らかになった。そのため、MnとNiの増量がもたらす靭性改善の効果を維持しつつ高温強度を向上させるためには、Ｎが大きく影響していることを見出して、Ｎ含有量を著しく低減させることとした。
【０００９】
さらに、本発明者らは、上記の改善にかかる熱間工具鋼の特性に及ぼすSiの影響に着目して、さらなる検討を加えた結果、Si含有量と被削性、靱性および高温強度に関し、次の(1)〜(4)の知見を得ることができた。
【００１０】
(1)Si含有量と鋼の被削性について
図１は、4Cr−Mo−Ｖ系の熱間工具鋼の被削性に及ぼすSi含有量の影響を、焼入時の組織との関係で示したものである。同図では、被削性として、後述する実施例で示すように、PVDコーテッド超硬工具（K20）を用いて、所定の切削条件でフライス加工を行った際の切削工具寿命までの切削長さ（m）で示している。
【００１１】
図１から明らかなように、鋼の被削性向上にはSi含有量が0.5％を超えることが必須であり、それ以上にSi含有量を増加させることによって、被削性が逐次向上している。このとき、焼入時の組織をマルテンサイト、マルテンサイトおよびベイナイト混合（単に「マルテンサイト＋ベイナイト」と表示する場合もある。）およびベイナイトと変化させたが、鋼の被削性には焼入時の組織は影響を及ぼさないことが分かる。また、同様の調査によって、鋼の硬さも被削性には影響を及ぼさないことを確認している。
【００１２】
(2)Si含有量と鋼の靱性について
図２は、4Cr−Mo−Ｖ系の熱間工具鋼の靱性に及ぼすSi含有量の影響を、焼入時の組織との関係で示したものである。同図では、鋼の靱性として、後述する実施例で示すように、ASTM E399に準じた破壊靱性試験によって測定される破壊靱性値を用いている。通常、鋼の靱性はSi含有量の低減によって改善されることが知られているが、このとき焼入組織の影響を大きく受けることになる。
【００１３】
焼入時の組織がマルテンサイトである場合には、鋼の靭性はSi含有量の増加にともなって低下するが、Si含有量が1.5％であっても破壊靱性値は250kgf/mm^3/2以上を確保することができる。焼入時の組織がマルテンサイト＋40〜60％ベイナイトである場合には、マルテンサイト組織の場合に比べて、鋼の靱性は劣化傾向を示す。すなわち、鋼の靭性はSi含有量の増加にともなって低下し、Si含有量が1.0％において破壊靱性値は250kgf/mm^3/2以上程度となる。
【００１４】
一方、焼入時の組織が全てベイナイトである場合には、Si含有量に拘わらず、破壊靱性値は250kgf/mm^3/2以上を確保することができず、鋼の靱性にはSi含有量が全く影響を及ぼさないことが明らかになった。
【００１５】
(3)Si含有量と鋼の高温強度について
図３は、4Cr−Mo−Ｖ系の熱間工具鋼の高温強度に及ぼすSi含有量の影響を、焼入時の組織との関係で示したものである。同図では、鋼の高温強度として、後述する実施例で示すように、JIS G O567に準拠した高温強度試験の試験温度700℃で測定される0.2％耐力を用いている。通常、鋼の高温強度も靱性の挙動と同様に、Si含有量の低減によって改善されるとともに、焼入組織の影響を大きく受けることになる。しかし、焼入組織の影響は、鋼の靱性に及ぼすものと大きく異なるものである。
【００１６】
図３から明らかなように、焼入時の組織がマルテンサイト、マルテンサイト＋40〜60％ベイナイト、またはベイナイトのいずれの場合でも、鋼の高温強度はSi含有量の増加にともなって低下する。この傾向は焼入時の組織の影響を強く受け、マルテンサイト組織に比較してマルテンサイト＋40〜60％ベイナイト組織が高温強度に優れ、さらにマルテンサイト＋40〜60％ベイナイト組織よりもベイナイト組織が高温強度に優れる。このため、焼入時の組織がマルテンサイト＋40〜60％ベイナイトまたはベイナイトである場合には、Si含有量を1.00％未満にすることによって、0.2％耐力を20kgf/mm²以上で確保できる。
【００１７】
(4)Si含有量、焼入時の組織および鋼の各特性について
上述の通り、熱間工具鋼の被削性の向上には、Si含有量の増加が有効な手段であるが、同時に鋼の靱性を低下を招くだけでなく、高温強度も低下させることになる。しかし、Si含有量を増加させた場合であっても、焼入時のマルテンサイト組織にベイナイト組織を混合させることによって、靱性の低下が現れるが、高温強度の大幅な低下を抑えることができる。このように焼入組織へのベイナイトの混合比率を増加させることによって、マルテンサイト組織に比べ靱性が低下するものの高温強度を上昇させることができるのは、ベイナイトとマルテンサイトから析出する炭化物の形態に起因している。具体的には、焼き戻し後のベイナイトは、マルテンサイトと比較すると、粗大な炭化物が析出するので靱性が低下することになるが、Mo₂Cが微細析出するので高温強度が上昇することになるからである。
【００１８】
本発明は、上述の熱間工具鋼の靭性改善に関するMn、NiおよびＮに関する知見、さらに上記(1)〜(4)のSiに関する知見に基づいて完成されたものであり、下記の熱間工具鋼を要旨としている。
【００１９】
すなわち、重量％で、Ｃ：0.25〜0.40％、Si：0.50％を超え1.00％未満、Mn：0.30〜1.50％、Ni：0.50〜2.00％、Cr：2.70〜5.50％、Mo：1.00〜2.00％、Ｖ：0.50％を超え0.80％未満、Al：0.005〜0.10％未満を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、不純物中のＰは0.015％以下、Ｓは0.005％以下、Ｎは0.015％以下であり、さらに焼入時の組織がマルテンサイトおよびベイナイトの混合組織であることを特徴とする被削性および工具寿命に優れた熱間工具鋼である。
【００２０】
上記熱間工具鋼では、ASTM E399に準じた破壊靱性試験で破壊靱性値が250kgf/mm^3/2以上であり、かつ JIS G O567に準拠した高温強度試験で試験温度700℃におけるの0.2％耐力が20kgf/mm²以上であるのが望ましい。
【００２１】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明における鋼の化学組成を上記のように限定する理由について説明する。なお、「％」は「重量％」を意味する。
【００２２】
Ｃ：
Ｃは鋼の焼入性を高めるとともに、靱性を向上させる。さらに焼き戻し時に炭窒化物（なかでもＶ炭窒化物）として２次析出して、高温強度を向上させる作用を有する。しかし、その含有量が0.25％未満では添加効果が乏しく、0.40％を超えて含有させると、被削性の低下を引き起こすことになる。そのため、Ｃの含有量は0.25〜0.40％とした。
【００２３】
Si：
Siは、前記図１に示すように、鋼の被削性を向上させる作用を有する。しかし、その含有量が0.50％以下では添加効果に乏しく、一方、図２、図３に示すように、1.00％以上であると鋼の靱性および高温強度を低下させ、熱間工具の寿命低下の要因となる。そこで、Siの含有量を0.50％を超え、1.00％未満とした。特に望ましい含有量は、0.50％を超え、0.80％未満である。
【００２４】
Mn：
Mnは鋼の焼入性を向上させて靭性を高めるのに有効な元素である。しかし、その含有量が0.30％未満では所望の効果が得られず、1.50％を超えると偏析が生じて靭性と強度の低下を招くようになるので、Mnの含有量を0.30〜1.50％とした。
【００２５】
Ni：
NiもMnと同様に鋼の焼入性を向上させて靭性を改善するのに有効な元素である。しかし、その含有量が0.50％未満では添加効果に乏しく、一方、2.00％を超えると変態点を下げて高温強度の低下を招く。したがって、Niの含有量を0.50〜2.00％とした。
【００２６】
Cr：
Crは靭性および耐摩耗性の向上に有効な元素である。しかし、その含有量が2.70％未満では充分な効果が得られず、5.50％を超えると高温強度の低下を招くようになるので、Ｃｒの含有量を2.70〜5.50％とした。特に望ましい含有量は、3.50〜4.50％である。
【００２７】
Mo：
Moは鋼の焼入性と焼戻し軟化抵抗を向上させて、靭性と高温強度を高める作用を有する。しかし、その含有量が1.00％未満では所望の添加効果が得られず、一方、2.00％を超えると被削性および靭性の低下をきたす。したがって、Moの含有量を1.00〜2.00％とした。
【００２８】
Ｖ：
Ｖは焼戻し時に炭窒化物を形成して、熱間工具の高温強度を高めるのに最も寄与する元素である。しかし、Ｖの含有量が0.50％以下であるとその効果が得難く、0.8％を超えて含有させると、鋼の被削性と靭性を悪化させる。したがって、Ｖの含有量を0.50％を超え、0.80％未満とした。
【００２９】
Al：
Alは鋼の脱酸の安定化およぴ均質化を図るのに有効な元素であるが、その含有量が0.005％未満では所望の効果を得ることができない。一方、含有量が0.10％以上では被削性の低下や鋼中の地きずの原因となる。そのためAl含有量を0.005％〜0.10％未満とした。
【００３０】
本発明においては、不純物元素としてのＰ、ＳおよびＮの含有量をそれぞれ下記の通りに規制する。
【００３１】
Ｐ：
Ｐは含有量が多いと偏析が大きくなり靱性の劣化をきたす。さらに、熱亀裂の発生を助長するので、その含有量は可能な限り低いことが望ましい。そこで、不純物としてのＰの含有量を0.015％以下に限定した。
【００３２】
Ｓ：
Ｓは硫化物を形成し、被削性を向上させるが、靱性を低下させるので、含有量は可能な限り低いことが望ましい。そこで、不純物としてのＳの許容上限を0.005％に限定した．
Ｎ：
ＮはＶと窒化物を形成して焼入れ加熱時の固溶Ｖ量を減少させる。固溶Ｖ量が少ないと焼戻し時に２次析出するＶ炭窒化物の量も必然的に減少し、高温強度が低下する。そこで、不純物としてのＮの含有量を0.015％以下に限定した。
【００３３】
焼入組織：
本発明が対象とする焼入時の組織は、図２、図３に示すように、マルテンサイトおよびベイナイトの混合組織に限定される。このときの混合組織のベイナイトの混合比率を示すベイナイト率は、簡易に求めることができる。すなわち、厚さ10mmの試材を焼入する際に、水冷した試料の硬さをＨ₁とし、室温まで20時間かけて冷却した試料の硬さをＨ₂とした場合に、実際に焼入を実施して測定対象となる試料の硬さをＨとしすると、下記の▲１▼式から算出される。ただし、硬さはビッカース硬さ（HV）で表示する。
【００３４】
ベイナイト率（％）＝100−（Ｈ−Ｈ₂）／（Ｈ_l−Ｈ₂）×100 ・・・ ▲１▼本発明において、▲１▼式で算出されるベイナイト率が０％（すなわち、100％マルテンサイト）〜４％の場合には、鋼の高温強度を向上させるには不十分であり、ベイナイト率が80％を超え、100％の場合には鋼の靭性が低下する。このため、焼入時のマルテンサイトおよびベイナイトの混合組織は、ベイナイト率を５〜80％にするのが望ましい。
【００３５】
【実施例】
本発明の熱間工具鋼の効果を、実施例に基づいて具体的に説明する。
【００３６】
表１および表２に示す化学組成を有する発明鋼および比較鋼の38種の鋼種を電気炉で溶製して、得られた鋼塊を分塊し、さらに鍛錬比５以上で鍛造をした。比較鋼のうち鋼種No37はJIS SKT4、鋼種No38はJIS SKD61をベースにする従来鋼である。
【００３７】
【表１】

【００３８】
【表２】

【００３９】
これらの発明鋼および比較鋼は、厚さ10〜800mm×幅20〜1500mmの角材に熱間鍛造の後、800〜850℃で焼鈍した。次いで鍛造された鋼種の焼入組織を変化させるために、900〜1050℃に加熱してから水冷、油冷および炉冷によって焼入を実施し、引き続き焼戻を550〜640℃で行い、各鋼種とも硬さHS55〜60になるように調整した。
【００４０】
被削性試験は、PVDコーテッド超硬工具（K20）を用いて、所定の切削条件でフライス加工（V＝50m/min、f＝0.18mm/刃、d＝3.Omm）を行った際の切削工具寿命までの切削長さを測定した。ただし、工具寿命の判断は、最大工具摩耗量が0.25mmを超えたときとした。これらの結果を表３に示す。
【００４１】
高温強度試験は、上記焼戻を実施した角材から JIS 14A 号試験片（直径D＝6mm）を切り出して、JIS G O567に準拠し、試験温度を700℃として0.2％耐力を測定した。また、破壊靱性試験は、ASTM E399に準じて長さ方向から試験片を採取して行った。これらの試験結果も表３に併せて示す。
【００４２】
【表３】

【００４３】
通常、工具鋼の被削性に関し、切削長さ２ｍが目安とされ、これを超える切削長さの場合に被削性に優れると評価される。また、工具寿命に関しては、破壊靱性値が250kgf/mm²以上で、かつ700℃の0.2％耐力が20kgf/mm²以上のときに工具寿命が優れると評価される。表３から明らかなように、発明鋼No６〜８は、焼入時の組織がマルテンサイト＋40〜60％ベイナイトである場合には、切削長さ、破壊靱性値および0.2％耐力のいずれもが目安値を満足して、切削性とともに工具寿命にも優れることが分かる。すなわち、発明鋼においては、被削性向上にSi含有量の増加が有効であり、しかもSi含有量の増加による高温強度が低下を、焼入組織をマルテンサイトおよびベイナイトの混合組織にすることによって、抑制している。
【００４４】
表４は、鋼種No11〜No38について、焼入時の組織をマルテンサイト＋５〜80％ベイナイトとして、切削長さ、破壊靭性値および700℃での0.2％耐力を測定した結果を示している。同表から、比較鋼では切削長さ、破壊靭性値および0.2％耐力のうちいずれかが、上記の目安値を達成していないのに対し、発明鋼ではいずれもが目安値を満足して、切削性および工具寿命に優れれることが分かる。
【００４５】
各鋼種から金型を製造し、これらを用いて工具寿命の比較試験を実施した。得られた金型を、6,500ｔ熱間プレスにて実際の型鍛造に供し、寿命を測定した。なお熱間鍛造金型の寿命は、型彫り面の欠損やへたり摩耗により金型が著しく損傷して型鍛造の継続が不能になるまでの型打ち数で評価した。この結果を表５に示す。
【００４６】
金型寿命に関しては、鋼種No７、13、26の発明鋼を用いて作製した熱間鍛造金型では、いずれも使用回数が大幅に増加しており、比較鋼を用いて作製した金型の寿命が5,200〜7,000回に留まるのに対し、12,300回以上と長寿命化が図れる。
【００４７】
【表４】

【００４８】
【表５】

【００４９】
【発明の効果】
本発明の熱間工具鋼によれば、Mn、NiおよびＮによる靭性改善が図れるとともに、Siの増量が切削性に有効であり、しかもSiの増量による高温強度が低下を、焼入組織をマルテンサイトおよびベイナイトの混合組織にすることによって抑制できる。したがって、本発明の熱間工具鋼を用いれば、熱間鍛造、熱間押出しやダイカストなどに用いられる金型の製作に際し、加工時間の短縮や工具寿命の延長を図ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 4Cr−Mo−Ｖ系の熱間工具鋼の被削性に及ぼすSi含有量の影響を、焼入時の組織との関係で示したものである。
【図２】 4Cr−Mo−Ｖ系の熱間工具鋼の靱性に及ぼすSi含有量の影響を、焼入時の組織との関係で示したものである。
【図３】 4Cr−Mo−Ｖ系の熱間工具鋼の高温強度に及ぼすSi含有量の影響を、焼入時の組織との関係で示したものである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a hot tool steel, and more particularly to a hot tool steel excellent in machinability and tool life used in a hot forging die, an extrusion die, a die casting die and the like.
[0002]
[Prior art]
Tool steel used for dies used for hot forging, hot extrusion, die casting, and the like is required to have machinability such as shortening of the machining time in mold production and extending the life of cutting tools.
[0003]
Among steels that are alloy tool steel standardized to JIS G 4404, for hot tools, 3Cr-3Mo-V SKD7 and Ni-Cr-Mo, such as 5Cr-Mo-V SKD61 and SKD62 SKT3 and SKT4, which are -V low alloy steels, are frequently used. However, it is difficult for the alloy tool steel material defined in JIS to satisfy the machining characteristics required for the hot tool described above.
[0004]
In response to the above situation, several techniques for adding a free cutting element to improve the free cutting property of a hot tool have been proposed. For example, in Japanese Patent Laid-Open No. 9-217147, S and Te are added to low-Si containing steel with improved toughness and heat check resistance of steel, and these are interposed as non-metallic inclusions in the steel for cutting. There has been proposed a technique for improving the machinability of steel by sometimes acting as a stress concentration source and increasing the crushability of cutting waste as the cutting resistance decreases. However, in the proposed tool steel, it is desired to improve the machinability to some extent, but due to the nonmetallic inclusions present in the steel, it is difficult to avoid toughness and high temperature strength, and the tool life is not sufficient. There is.
[0005]
In JP-A-4-358040, on the basis of setting C to a STK-based tool steel and setting Ni to less than 1.3%, W and Mo are further regulated to an appropriate amount, and then Cr is controlled. A technique for reducing crack resistance sensitivity and improving stability by increasing the amount is disclosed. However, the stabilization of crack resistance susceptibility of the disclosed tool steel is due to a reduction in the amount of carbide that causes a reduction in the machinability of the steel. There is a problem that the tool life is reduced due to a reduction factor.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
As described above, in the prior art, it is difficult to require a tool life indicated by characteristics of inertia and high-temperature strength as well as machinability when manufacturing a die for a hot tool. In addition, in recent years, the demand for hot working has become more and more severe, and the speed of the hot forging cycle and the complicated product shape have been further demanded. For this reason, the use conditions of the hot tool become more severe, and there is an increasing demand for the development of hot tool steel that can realize not only machinability but also a sufficient tool life.
[0007]
The present invention has been made in view of such problems of the prior art and demands for development in recent years, and is sufficient for improving not only machinability but also the life of a hot tool in the manufacture of a mold. An object of the present invention is to provide a hot work tool steel having toughness and high temperature strength.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors have repeatedly studied the influence of various elements on the properties of hot tool steel having a basic composition of 5Cr-Mo-V SKD61 specified in JIS G 4404. As a result, first of all, it is very effective to increase the contents of Mn and Ni for improving the toughness of the above-mentioned hot-work tool steel, but it is clear that the increase of these elements leads to a decrease in the high-temperature strength. Became. Therefore, in order to improve the high temperature strength while maintaining the toughness improvement effect brought about by the increase in Mn and Ni, it has been found that N is greatly influenced, and the N content has been significantly reduced.
[0009]
Furthermore, the present inventors focused on the influence of Si on the properties of the hot work tool steel according to the above improvement, and as a result of further investigation, regarding the Si content and machinability, toughness and high temperature strength, The following findings (1) to (4) were obtained.
[0010]
(1) Si content and machinability of steel Figure 1 shows the effect of Si content on the machinability of 4Cr-Mo-V hot work tool steel in relation to the structure during quenching. It is shown. In this figure, as shown in the examples described later, as the machinability, the cutting length up to the cutting tool life when milling is performed under a predetermined cutting condition using a PVD coated carbide tool (K20). (M).
[0011]
As is clear from FIG. 1, it is essential that the Si content exceeds 0.5% in order to improve the machinability of the steel, and by further increasing the Si content, the machinability is gradually improved. Yes. At this time, the structure at the time of quenching was changed to martensite, martensite and bainite mixed (sometimes simply referred to as “martensite + bainite”) and bainite, but the machinability of the steel was quenched. It can be seen that the organization of time has no effect. Similar investigations have confirmed that the hardness of steel does not affect machinability.
[0012]
(2) Si content and steel toughness Figure 2 shows the effect of Si content on the toughness of 4Cr-Mo-V hot work tool steel in relation to the structure during quenching. is there. In the figure, as the toughness of steel, the fracture toughness value measured by the fracture toughness test according to ASTM E399 is used as shown in the examples described later. Normally, it is known that the toughness of steel is improved by reducing the Si content, but at this time, it is greatly affected by the hardened structure.
[0013]
When the quenching structure is martensite, the toughness of the steel decreases as the Si content increases, but the fracture toughness value is 250 kgf / mm ^3/2 even if the Si content is 1.5%. The above can be ensured. When the structure at the time of quenching is martensite + 40-60% bainite, the toughness of steel shows a tendency to deteriorate as compared with the case of martensite structure. That is, the toughness of steel decreases with an increase in Si content, and the fracture toughness value becomes about 250 kgf / mm ^3/2 or more when the Si content is 1.0%.
[0014]
On the other hand, when the quenching structure is all bainite, the fracture toughness value of 250 kgf / mm ^3/2 or more cannot be secured regardless of the Si content. Has no effect at all.
[0015]
(3) Si content and high temperature strength of steel Fig. 3 shows the effect of Si content on the high temperature strength of 4Cr-Mo-V hot work tool steel in relation to the structure during quenching. Is. In this figure, 0.2% proof stress measured at a test temperature of 700 ° C. in a high-temperature strength test in accordance with JIS G O567 is used as the high-temperature strength of steel as shown in the examples described later. Usually, the high-temperature strength of steel is improved by reducing the Si content, as well as the toughness behavior, and is greatly affected by the hardened structure. However, the effect of the hardened structure is very different from that on the toughness of steel.
[0016]
As is apparent from FIG. 3, the high temperature strength of the steel decreases as the Si content increases, regardless of whether the microstructure during quenching is martensite, martensite + 40-60% bainite, or bainite. This tendency is strongly influenced by the structure at the time of quenching. Compared with the martensite structure, the martensite + 40-60% bainite structure is superior in high-temperature strength, and the bainite structure is higher in temperature than the martensite + 40-60% bainite structure. Excellent strength. For this reason, when the structure at the time of quenching is martensite + 40-60% bainite or bainite, 0.2% proof stress can be secured at 20 kgf / mm ² or more by making the Si content less than 1.00%.
[0017]
(4) As described above, the Si content, the structure at the time of quenching, and the properties of the steel, an increase in the Si content is an effective means for improving the machinability of the hot work tool steel. Not only will the toughness of the steel be reduced, but also the high temperature strength will be reduced. However, even when the Si content is increased, a reduction in toughness appears by mixing a bainite structure with the martensite structure during quenching, but a significant decrease in high-temperature strength can be suppressed. By increasing the mixing ratio of bainite to the hardened structure in this way, the high-temperature strength can be increased although the toughness is reduced compared to the martensite structure, in the form of carbides precipitated from bainite and martensite. Is attributed. More specifically, bainite after tempering has lower toughness because coarse carbides precipitate compared to martensite, but high temperature strength increases because Mo ₂ C precipitates finely. Because.
[0018]
The present invention has been completed on the basis of the knowledge related to Mn, Ni and N related to the toughness improvement of the hot tool steel described above, and further the knowledge related to Si in the above (1) to (4). The gist is steel.
[0019]
That is, by weight, C: 0.25 to 0.40%, Si: more than 0.50% and less than 1.00%, Mn: 0.30 to 1.50%, Ni: 0.50 to 2.00%, Cr: 2.70 to 5.50%, Mo: 1.00 to 2.00% V: more than 0.50% and less than 0.80%, Al: less than 0.005 to 0.10%, the balance is made of Fe and inevitable impurities, P in the impurities is 0.015% or less, S is 0.005% or less, N is 0.015% It is the following, and is a hot tool steel excellent in machinability and tool life, characterized in that the structure at the time of quenching is a mixed structure of martensite and bainite.
[0020]
The above hot tool steel has a fracture toughness value of 250 kgf / mm ^3/2 or more in a fracture toughness test in accordance with ASTM E399, and a 0.2% proof stress at a test temperature of 700 ° C in a high temperature strength test in accordance with JIS G O567. Is preferably 20 kgf / mm ² or more.
[0021]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Below, the reason for limiting the chemical composition of the steel in this invention as mentioned above is demonstrated. “%” Means “% by weight”.
[0022]
C:
C increases the hardenability of the steel and improves the toughness. Further, it has a function of improving the high-temperature strength by secondary precipitation as carbonitride (especially V carbonitride) during tempering. However, if the content is less than 0.25%, the effect of addition is poor, and if the content exceeds 0.40%, the machinability is lowered. Therefore, the content of C is set to 0.25 to 0.40%.
[0023]
Si:
As shown in FIG. 1, Si has an effect of improving the machinability of steel. However, if the content is less than 0.50%, the effect of addition is poor. On the other hand, as shown in FIGS. 2 and 3, when it is 1.00% or more, the toughness and high-temperature strength of the steel are lowered, and the life of the hot tool is reduced. It becomes a factor. Therefore, the Si content is more than 0.50% and less than 1.00%. A particularly desirable content is more than 0.50% and less than 0.80%.
[0024]
Mn:
Mn is an element effective for improving the hardenability of steel and increasing toughness. However, if the content is less than 0.30%, the desired effect cannot be obtained, and if it exceeds 1.50%, segregation occurs, leading to a decrease in toughness and strength. Therefore, the Mn content is set to 0.30 to 1.50%. .
[0025]
Ni:
Ni, like Mn, is an element effective in improving the hardenability of steel and improving toughness. However, if the content is less than 0.50%, the effect of addition is poor. On the other hand, if the content exceeds 2.00%, the transformation point is lowered and the high temperature strength is lowered. Therefore, the Ni content is set to 0.50 to 2.00%.
[0026]
Cr:
Cr is an effective element for improving toughness and wear resistance. However, if the content is less than 2.70%, a sufficient effect cannot be obtained, and if it exceeds 5.50%, the high-temperature strength is lowered. Therefore, the Cr content is set to 2.70 to 5.50%. A particularly desirable content is 3.50 to 4.50%.
[0027]
Mo:
Mo has the effect of improving the toughness and high temperature strength by improving the hardenability and temper softening resistance of the steel. However, if the content is less than 1.00%, a desired addition effect cannot be obtained, while if it exceeds 2.00%, machinability and toughness are lowered. Therefore, the Mo content is set to 1.00 to 2.00%.
[0028]
V:
V is an element that contributes most to the formation of carbonitrides during tempering to increase the high temperature strength of the hot tool. However, if the V content is 0.50% or less, it is difficult to obtain the effect. If the V content exceeds 0.8%, the machinability and toughness of the steel are deteriorated. Therefore, the V content is more than 0.50% and less than 0.80%.
[0029]
Al:
Al is an effective element for stabilizing and homogenizing deoxidation of steel, but if its content is less than 0.005%, the desired effect cannot be obtained. On the other hand, when the content is 0.10% or more, machinability is deteriorated and a ground defect in steel is caused. Therefore, the Al content is set to 0.005% to less than 0.10%.
[0030]
In the present invention, the contents of P, S and N as impurity elements are regulated as follows.
[0031]
P:
When the P content is large, segregation increases and the toughness deteriorates. Furthermore, since the generation of thermal cracks is promoted, the content is desirably as low as possible. Therefore, the content of P as an impurity is limited to 0.015% or less.
[0032]
S:
S forms sulfides and improves machinability, but lowers toughness, so the content is preferably as low as possible. Therefore, the allowable upper limit of S as an impurity was limited to 0.005%.
N:
N forms nitrides with V to reduce the amount of solute V during quenching heating. If the amount of solute V is small, the amount of V carbonitride that is secondarily precipitated during tempering inevitably decreases, and the high-temperature strength decreases. Therefore, the content of N as an impurity is limited to 0.015% or less.
[0033]
Hardened structure:
As shown in FIGS. 2 and 3, the quenching structure targeted by the present invention is limited to a mixed structure of martensite and bainite. The bainite ratio showing the mixing ratio of bainite in the mixed structure at this time can be easily obtained. In other words, when quenching a specimen with a thickness of 10 mm, the hardness of the water-cooled sample is H ₁ and the hardness of the sample cooled to room temperature over 20 hours is H _2. Assuming that the hardness of the sample to be measured is H, it is calculated from the following equation (1). However, the hardness is displayed as Vickers hardness (HV).
[0034]
Bainite ratio (%) = 100− (H−H ₂ ) / (H ₁ −H ₂ ) × 100 ( ₁ ) In the present invention, the bainite ratio calculated by the expression ( ₁ ) is 0% (that is, In the case of 100% martensite) to 4%, it is insufficient for improving the high temperature strength of the steel, and the bainite ratio exceeds 80%, and in the case of 100%, the toughness of the steel is lowered. For this reason, it is desirable for the mixed structure of martensite and bainite during quenching to have a bainite ratio of 5 to 80%.
[0035]
【Example】
The effect of the hot tool steel of the present invention will be specifically described based on examples.
[0036]
Inventive steels and comparative steels having the chemical compositions shown in Table 1 and Table 2 were melted in an electric furnace, and the resulting steel ingot was divided into pieces and further forged at a forging ratio of 5 or more. Among the comparative steels, steel type No. 37 is a conventional steel based on JIS SKT4 and steel type No. 38 is based on JIS SKD61.
[0037]
[Table 1]

[0038]
[Table 2]

[0039]
These invention steels and comparative steels were annealed at 800 to 850 ° C. after hot forging into square materials having a thickness of 10 to 800 mm × width of 20 to 1500 mm. Next, in order to change the quenching structure of the forged steel type, it is heated to 900 to 1050 ° C. and then quenched by water cooling, oil cooling and furnace cooling, followed by tempering at 550 to 640 ° C. Both steel types were adjusted to have a hardness of HS55-60.
[0040]
The machinability test was performed when milling (V = 50m / min, f = 0.18mm / tooth, d = 3.Omm) using PVD coated carbide tool (K20) under the specified cutting conditions. The cutting length up to the cutting tool life was measured. However, the tool life was judged when the maximum tool wear exceeded 0.25 mm. These results are shown in Table 3.
[0041]
In the high-temperature strength test, a JIS 14A test piece (diameter D = 6 mm) was cut out from the tempered timber, and 0.2% proof stress was measured at a test temperature of 700 ° C. in accordance with JIS G O567. In addition, the fracture toughness test was performed by collecting test pieces from the length direction according to ASTM E399. These test results are also shown in Table 3.
[0042]
[Table 3]

[0043]
Usually, regarding the machinability of the tool steel, a cutting length of 2 m is taken as a standard, and when the cutting length exceeds this, it is evaluated that the machinability is excellent. As for the tool life, fracture toughness values at 250 kgf / mm ² or more and 0.2% proof stress of 700 ° C. is evaluated as a tool life is excellent when the 20 kgf / mm ² or more. As is apparent from Table 3, the invention steels Nos. 6 to 8 have a cutting length, a fracture toughness value, and a 0.2% proof stress when the structure at the time of quenching is martensite + 40-60% bainite. It is understood that the low price is satisfied and the tool life is excellent as well as the machinability. That is, in the invention steel, an increase in the Si content is effective for improving the machinability, and the high-temperature strength decreases due to the increase in the Si content, and the hardened structure is made a mixed structure of martensite and bainite. , Have suppressed.
[0044]
Table 4 shows the results of measuring the cutting length, fracture toughness value, and 0.2% proof stress at 700 ° C. for steel types No11 to No38, with the structure at the time of quenching being martensite + 5 to 80% bainite. From the table, either of the cutting length, fracture toughness value and 0.2% proof stress of the comparative steel did not achieve the above-mentioned standard value, whereas the invention steels all satisfied the standard value. It can be seen that the machinability and tool life are excellent.
[0045]
Molds were manufactured from each steel type, and a tool life comparison test was carried out using these dies. The obtained mold was subjected to actual die forging with a 6,500 t hot press, and the life was measured. The life of the hot forging die was evaluated by the number of die punches until the die forging could not be continued due to significant damage to the die due to chipping surface loss or sag wear. The results are shown in Table 5.
[0046]
Regarding the mold life, the hot forging dies made using the inventive steels of steel types Nos. 7, 13, and 26 have significantly increased the number of uses, and the life of dies made using comparative steel Can be extended to 12,300 times or more, while 5,200 to 7,000 times.
[0047]
[Table 4]

[0048]
[Table 5]

[0049]
【The invention's effect】
According to the hot work tool steel of the present invention, the toughness can be improved by Mn, Ni and N, and the increase of Si is effective for machinability, and the high temperature strength is decreased by the increase of Si, and the hardened structure is martensified. It can be suppressed by making a mixed structure of sight and bainite. Therefore, when the hot tool steel of the present invention is used, it is possible to shorten the processing time and extend the tool life when manufacturing a die used for hot forging, hot extrusion, die casting and the like.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 shows the effect of Si content on the machinability of 4Cr-Mo-V hot work tool steel in relation to the structure during quenching.
FIG. 2 shows the effect of Si content on the toughness of 4Cr-Mo-V hot work tool steel in relation to the structure during quenching.
FIG. 3 shows the effect of Si content on the high temperature strength of 4Cr-Mo-V hot work tool steel in relation to the structure during quenching.

Claims

By weight, C: 0.25 to 0.40%, Si: more than 0.50% and less than 1.00%, Mn: 0.30 to 1.50%, Ni: 0.50 to 2.00%, Cr: 2.70 to 5.50%, Mo: 1.00 to 2.00%, V : Over 0.50% and less than 0.80%, Al: Less than 0.005 to 0.10%, the balance consists of Fe and inevitable impurities, P in the impurities is 0.015% or less, S is 0.005% or less, N is 0.015% or less Further, a hot work tool steel with excellent machinability and tool life, characterized in that the hardened structure is a mixed structure of martensite and bainite.

A fracture toughness value of 250 kgf / mm ^3/2 or more in a fracture toughness test in accordance with ASTM E399, and a 0.2% proof stress at a test temperature of 700 ° C of 20 kgf / mm ² or more in a high-temperature strength test in accordance with JIS G O567. The hot work tool steel having excellent machinability and tool life according to claim 1.