JP4099742B2

JP4099742B2 - Tool steel with excellent weldability and machinability and mold using the same

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Publication number: JP4099742B2
Application number: JP22497699A
Authority: JP
Inventors: 邦親久保田; 庸田村; 行雄阿部; 善裕加田; 美樹山岡
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 1998-11-20
Filing date: 1999-08-09
Publication date: 2008-06-11
Anticipated expiration: 2019-08-09
Also published as: JP2000212699A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車、家庭電化製品、農機具等に使用される鋼板の打抜、曲げ、絞りあるいはトリミング用の金型等に使用される工具鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車メーカー等では、価格競争に打ち勝ち収益を確保するために、これまであらゆる分野でのコスト低減を実施してきた。その分野は金型関連までにもおよび、コスト低減のため、プレス金型で成形される製品の製作工程の短縮や金型製作数の削減、更には、金型の加工方法や工具の開発等、種々の低減施策が実施されてきた。
【０００３】
このような金型において、従来より使用される金型材、特に冷間加工用金型材には、耐摩耗性付与のため炭化物を多量に含み、更に、焼入れ性に優れかつ靭性を確保するためＣｒ含有量が多い材料が求められており、例えば、ＪＩＳＧ４４０４規定の合金工具鋼鋼材であるＳＫＤ１１等の高Ｃ−高Ｃｒ系鋼が使用されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、近年の傾向としては、金型を構成する部品数の削減や一体成形、形状の複雑化等で、上述のＳＫＤ１１のごとき鋼材からの加工による形状出しでは、耐摩耗性には優れているが加工すべき体積が膨大となり、製造コスト増加の原因となっている。一方、ＳＫＤ１１に相当する材質の成分で鋳造化して加工代を減少する試みも成されてきたが、炭化物を多量に含むため、靭性等に問題があり、適切な合金設計での実用化までには至っていないのが現状である。
【０００５】
そして、特に鋼板の打抜、曲げ、絞りあるいはトリミング等に使用される金型では、三次元的に変化している被打抜品の形状を成形する金型にて割れが頻発するようになり、溶接補修性等の要求が高まってきた。つまり、最近の動向を見てみると、金型加工工程の立ち上げが短期化してきたための設計変更による形状修正や、金型使用中の過酷な条件等による破損や割れが生じても、救済により再使用ができるための溶接性が重要となってきたのである。
【０００６】
以上、従来より金型等に適用されてきた工具鋼には、その最近において求められる機械的特性について各々、一長一短がある。そこで、本発明は、靭性や耐摩耗性といった機械的性質を低下させずに、溶接性や被削性に優れた工具鋼を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、靭性や耐摩耗性といった基本的な機械的特性の維持を鑑みた上で、溶接性や被削性の改善に要求される基本条件を見直した。
【０００８】
まず、このような金型材は、現状では耐摩耗性重視のため硬質脆性な炭化物を多量に含有する成分設計を行っているが、近年の耐摩耗性付与手段として表面処理の技術が発達してきたことから、金型材自体の耐摩耗性確保は現状ほど重視する必要性が無くなってきた。そして、耐割れ性の点から見ると、このような炭化物はクラック進展を促進させる因子であるので、適切な量まで低くする必要がある。
【０００９】
これら考慮の結果として、本発明者らは、工具鋼を構成する基本成分であるＣ含有量を減少しても良好な機械的性質、特に硬さ及び靭性を得るに充分な成分構成および組成を見いだし、更に溶接性や被削性、表面処理特性にも優れた本発明の工具鋼に想到した。
【００１０】
すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：０．５５〜０．７５％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、Ｃｒ：６．８〜８．０％、ＭｏまたはＷの１種あるいは２種を（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．６〜１．２％、Ｖ：０．０５〜０．５％未満を含有し、残部がＦｅおよび不可避の不純物からなり、共晶値Ｚ［＝８×（Ｃ％）＋０．６×（Ｃｒ％）］が９以上１０．５以下である工具鋼である。
【００１１】
好ましくは、重量％で、Ｓｉ：０．１〜０．３％の工具鋼である。さらに、Ｓ：０．００５〜０．１０％、Ｎｉ≦５．０％、Ｃａ≦１００ｐｐｍのうちの１種または２種以上を含有する工具鋼である。そして、これら本発明に加えて、１０００〜１０５０℃での焼入れ、５００℃以上の焼戻しに適用され、５５ＨＲＣ以上の硬さになる工具鋼である。そして、これら本発明の工具鋼を５５ＨＲＣ以上の硬さに調質し、切削加工を行うことで作製した金型である。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明の特徴は、工具鋼を構成する基本成分であるＣ含有量を減少しても良好な機械的性質、特に硬さ及び靭性を得るに充分な成分構成および組成を見いだし、更に溶接性や被削性、表面処理特性にも優れた工具鋼を達成したところにある。
【００１３】
つまり、本発明の工具鋼は、Ｃの含有量を抑えて優れた溶接性を確保するものであり、金型に使用すれば、その優れた靭性と共に、使用中の破損や割れ、摩耗が生じても溶接による補修にて容易に再使用が可能である。そして、Ｃ含有量の抑制による耐摩耗性の不足が生じた場合にも対処すべく、優れた表面処理性をも確保したものである。
【００１４】
本特許において、溶接性が優れるあるいは溶接可能というのは、規定の予熱、後熱処理を行うＪＩＳＺ３１５８のＹ形状試験にて溶接割れが認められないことを指す。溶接を行うにおいては、その際の溶接割れを防止するために、通常は予熱、後熱を行う。予熱は一般的に溶接時の高温割れ防止のために行い、後熱は低温割れの防止を目的とし、特に溶接熱影響部の硬さを下げる一種の焼戻しである。
【００１５】
一般に金型は、その製造途中または使用中の状況により形状変更や補修のために溶接が実施されるが、合金鋼は溶接時の割れを防止するために高温に予熱した状態で実施される。特に、Ｃｒ等を含む場合は４５０〜５５０℃以上に予熱後実施するのが一般的であるが、本発明では、この予熱温度を下げても、具体的には２５０℃にまで下げても、ＪＩＳＺ３１５８のＹ形状試験による溶接割れが認められない工具鋼が提供できる。これによって、溶接に係る作業性が向上し、経済的でもある。
【００１６】
次に、高Ｃ、Ｃｒ鋼では溶接後の後熱も重要になるが、溶接熱影響部の硬さを下げることで、後熱における加熱温度、時間を低くすることができる。特に溶接熱影響部のコントロールにはＣ量を０．７５％以下にすることと、Ｃｒ量を４．５％以上、好ましくは６．８％以上にすることが有効であり、これは溶接性を左右するマルテンサイト組織中の固溶Ｃ、Ｃｒ量を最適に調整するに有効となる。
【００１７】
次に、本発明の表面処理性について述べておく。
本発明は、Ｃ含有量の抑制による耐摩耗性の不足が生じた場合にも対処すべく、表面処理性をも十分に確保するものである。そのために必要な特性は、焼入性および、塩浴法やＣＶＤ処理といった表面処理温度でのオーステナイト組織中に固溶するＣ量と表面近傍部の母材の硬さである。
【００１８】
つまり、焼入れ性は、あらゆる表面処理装置への適用を可能にすべく付与するものであり、主にＣｒ量を４．５％以上、好ましくは６．８％以上に維持することで確保できる。同時に、４．５％以上のＣｒ含有は、複雑形状物へ表面処理後の冷却中におこる一種の焼き割れ現象を防止する目的で確保すべきものでもある。
【００１９】
表面処理温度でのオーステナイト組織中に固溶するＣ量は、十分な膜厚を有するＭＸ型化合物（ＴｉＣ、ＶＣ等）の生成に重要である。つまり、固溶Ｃは、ＣＶＤ、ＴＤ処理等の表面処理法にてＭＸ型化合物を生成するために、その鋼材から供給すべく必要となり、その最適量は、表面処理温度に保持する前のマルテンサイト組織中に固溶するＣ量による。その固溶Ｃ量の調整をすべく、本発明の工具鋼は、そのＣ含有量を０．５５％以上としている。
【００２０】
そして、表面近傍部の母材の硬さを維持することは、表面処理による形成膜の耐剥離性を付与するに重要な要素である。
【００２１】
本発明の表面処理性の中で、次に重要なのが熱処理時の変寸である。ＴＤ、ＣＶＤ処理は一種の焼入れ焼戻しを兼ね、その後少しでも寸法が狂い研削で落とすことになると、表面膜を除去することになり問題がある。
【００２２】
この熱処理変寸挙動の原理図を図１に示す。焼入れままでは、主体となっているマルテンサイト組織中に固溶するＣによって結晶格子が押し広げられ、膨張をする。焼戻し温度を上げてゆくと、低、中温領域（図１（Ａ）域）ではセメンタイトが析出して寸法変化が収縮傾向となる。高温域では、２次硬化とほぼ同じ温度で変寸率が最大になる。この最大値が発生するのは、この最大値の低温側（図１（Ｂ）域）と高温側（図１（Ｃ）域）で主に起こる二つの機構による。
【００２３】
低温側では残留オーステナイトの分解が温度を上げることより多くなり膨張傾向が発生する。最大値よりも高温側ではＭ_７Ｃ_３、Ｍ_２３Ｃ_６系の炭化物の析出・凝集によりマルテンサイト中の固溶Ｃ量が低下してゆくため、収縮傾向が発生する。この（Ｂ）、（Ｃ）間で起こる変寸の抑制に対しては、図１にも示されているような、セメンタイト析出を制御するＳｉ、Ｍ_７Ｃ_３やＭ_２３Ｃ_６の析出を制御するＭｏ、Ｗの最適化を行う必要がある。そのため本発明の工具鋼では、Ｓｉを０．６％以下、好ましくは０．３％以下に調整すると共に、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）量を１．２％以下とすることが非常に重要である。
【００２４】
被削性の向上のもと一次炭化物量を低減した鋼組成においては、一方で耐摩耗性が不足するのであって、このような工具鋼については表面処理を施すことをも十分に考慮した設計をしておかないと、工具材料としての実用性に乏しいものとなる。つまり、本発明は、表面処理が施される場合にも最適な工具鋼を達成するためにも、上記熱処理変寸の抑制を重要とするのである。
【００２５】
優れた被削性を備えた工具鋼としては、例えば特開平１１−１８１５４８が提案されているが、本発明の重要とする変寸の抑制に鑑みれば２．０％ものＳｉ含有に合わせて５．０％ものＭｏ当量を許容し、その実施例を見ても高Ｓｉ、高Ｍｏ側であって、これでは本発明の熱処理変寸の抑制には至らない。つまり、特開平１１−１８１５４８の工具鋼は、本発明が狙う変寸抑制が困難な組成系、具体的には最近の金型品質に対応できる０．１％以下の変寸抑制が困難な組成系を中心に設計されているからであって、工具、金型として作製される最終的な姿を視野に入れた研究を重要とする工具鋼設計において不十分である。
これらに基いて、本発明の工具鋼を構成する元素およびその含有量の限定理由について述べる。
【００２６】
Ｃは、焼入れ性を向上し、熱処理後の硬さを維持するために必要である。耐摩耗性を達成すべく熱処理後の硬さを５５ＨＲＣ以上に確保し、ＣＶＤ処理や塩浴法といった表面処理において十分なＭＸ型炭化物の膜厚を確保するためには、０．４５％以上、好ましくは０．５５％以上の含有量が必要である。０．４５％未満では、焼入硬さが不足し十分な強度を確保できず、かつ塩浴法もしくはＣＶＤ法による３μｍ以上の膜厚を生成させるのが困難となる。
【００２７】
また、Ｃは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖと結合して炭化物を形成し、耐摩耗性や焼戻し軟化抵抗を向上させる。添加量が過多になると靭性を低下させ、０．７５％を越えると溶接性を劣化させる。更に、固液共存温度幅が大きくなり鋳造欠陥発生の危険、つまり共晶値Ｚが増す原因となる。よってＣの添加量は、０．５５〜０．７５％とした。
【００２８】
なお、共晶値Ｚとは、共晶凝固の起こり易さを評価する指標であり、Ｚ＝８×（Ｃ％）＋０．６×（Ｃｒ％）で定義する。この式での（Ｃ％）と（Ｃｒ％）とは工具鋼に含有されるＣおよびＣｒの重量％である。
【００２９】
Ｓｉは、熱処理変寸の抑制のためにも本発明がその調整を重要とする元素である。脱酸剤および鋳造性改善の目的で含有し、その効果を得るべく０．１％以上が含有される。しかし、製造方法によっては添加しなくてもよい。一方、熱処理時の変寸が大きくなると実用上不具合が大きくなることから、０．６％以下、好ましくは０．３％以下に調整することが不可欠である。また、過多の含有は、被削性と溶接性を阻害する原因ともなり、加えてマトリックスの成分偏析も激しくなることから、この点においても調整するものである。
【００３０】
Ｍｎは、焼入性向上のために含有するが、０．１％未満では焼入硬さを安定して得るためには不十分である。一方、多過ぎると溶接性を劣化させる原因となり、更にＳｉと同様、マトリックスの成分偏析も激しくなるので、０．１〜１．２％とした。ただし、Ｍｎは高価なＣｒやＭｏ等と置換できる経済的な元素でもあり、ＣｒやＭｏ等の効果が十分発揮される場合にはＭｎは無添加としても良い。
【００３１】
Ｃｒは、Ｃと結合して炭化物を生成し耐摩耗性を向上すると共に、焼入性を増す効果、そして、ＣＶＤ処理や塩浴法などによる複雑形状物への表面処理後の冷却中におこる一種の焼き割れ現象を防止する効果がある。しかし、多過ぎるとＣｒ炭化物の増加による靭性の低下をきたす。更に、Ｃの添加と同様に、固液共存温度幅が大きくなり鋳造欠陥発生の危険（共晶値Ｚ）が増す原因となる。よってＣｒの添加量は、６．８〜８．０％とした。
【００３２】
ＭｏおよびＷは、焼入性を向上する。また、Ｃと結合して硬い炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させる。Ｗの原子量はＭｏの約２倍であるため、Ｍｏ１％の含有量はＷ２％の含有量と等しい効果を有し、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）量でその効果を表すことが可能である。本発明ではＭｏ、Ｗの１種または２種を含有させることができ、つまり、Ｍｏの全含有量を２倍のＷ含有量で置き換え使用してもよく、Ｍｏの一部をそれに相当するＷ量に置き換え使用してもよい。（Ｍｏ＋１／２Ｗ）量でどちらの成分を優先して使うかは経済性を考慮して判断すればよいが、火炎焼入れ処理を行う材料としてはＷ添加を少なくした方が良い。
【００３３】
（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の添加量が０．６％未満では、高温焼戻しでの硬さが５５ＨＲＣ以上出難くなり、焼戻し温度による硬さの変化も急激になるため硬さ合わせが思うようにし難くなる。一方、過多の添加量では、熱処理変寸が大きくなり、表面処理、熱処理での寸法精度が確保できない。よってＭｏの添加量は０．６〜１．２％とした。なお、高温焼戻しでの硬さの確保をも考慮すれば１．０％以上の含有が有効であり、また、過多の含有は疲労特性を低下させる塊状の共晶炭化物を発生させることから、この点においても調整するものである。
【００３４】
Ｖは、焼入れによる残留オーステナイトの成長を抑制し、靭性を確保するのに有効であり、この効果を発揮するためには、０．０５％以上の含有が必要である。逆に、過多の含有は凝固時に巨大なＶ系炭化物を晶出し、溶接性と靭性を低下させる原因となる。そして、焼きなまし状態での炭化物中にＶＣ形成を起こし、被削性が劣化するので、０．０５〜０．５％未満とした。
【００３５】
共晶値Ｚは、先述したように共晶凝固の起こり易さを評価する指標であり、共晶値Ｚが増す程、固液共存温度幅が大きくなる。本発明の工具鋼においては、共晶値Ｚが大きくなると溶接時の高温割れや靭性の劣化が懸念されるので、Ｃ：０．５５〜０．７５％、Ｃｒ：６．８〜８．０％に調整するに合わせて、９以上１０．５以下とする。
【００３６】
また、本発明の工具鋼は、その他求められる効果に則して、上記の成分組成にＳ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ｃｅのうちの１種または２種以上を含有してもよい。そのうち、Ｓは、脆化元素の代表として溶接、高硬度鋼の分野では忌み嫌われる元素であるが、快削効果があるため、靭性、溶接性を向上させた分、被削性向上の目的で０．１％程度までなら含有を許容することができる。本発明に好ましくは、０．００５〜０．１０％であり、効果を得る上で更に好ましくは０．０２〜０．１０％である。
【００３７】
Ｃａは、機械的性質の低下や組織の変質を伴わない、理想的な快削元素である。その快削性向上の機構は、鋼中に微量に分散している酸化物を低融点化させ、これが切削熱で溶けだし、刃先に保護膜を形成するものである。また、Ｓ添加に際し、Ｃａを添加することはＭｎＳの形態制御を行い、圧延と直角方向の靭性を向上させるのに有望である。しかし、Ｃａは蒸気圧が高いので、現状の技術では１００ｐｐｍ程度が含有の上限である。
【００３８】
Ｎｉは、焼入性と衝撃遷移温度を上げることによる靭性向上が認められる元素であるが、本合金系では、特に高Ｃ量域での靭性維持による効果で溶接性劣化を防止でき、実用的に操業可能な表面処理領域を広げる方向に作用する。しかし、過多のＮｉ含有は製造上の困難性から上限を５．０％以下とした。上記の効果を得るに好ましくは、０．００５％以上、更に好ましくは、０．０１％以上とする。
【００３９】
その他、希土類は、本発明の工具鋼における被削性を向上する目的のもとに０．２％以下、好ましくは、０．１％以下の含有が可能である。また不可避の不純物の総量は０．５％以下が望ましい。但し、耐摩耗性を上げるため窒化処理を施す場合、窒化層の硬さを積極的に上げるＡｌの添加は１．０％以下なら許容できる。
【００４０】
以上に述べた本発明の工具鋼であれば、優れた溶接性の付与に加えて、従来のＳＫＤ１１と同等の熱処理条件である１０００〜１０５０℃からの焼入れ、５００℃以上の焼戻しによっても５５ＨＲＣ以上の硬さが確保できる。そして、その５５ＨＲＣ以上の硬さにて優れた被削性の達成に加え、塩浴法やＣＶＤ処理といった表面処理性、更には熱処理時の変寸抑制にも優れるものである。
【００４１】
また、本発明の工具鋼を金型等に使用した場合は、その求められる機能に応じて必要な部位のみに火焔焼入れ等を実施しても良く、製作工数あるいは必要特性を考慮して硬さを得るための熱処理方法を選択すればよい。一例として、本発明の工具鋼を５５ＨＲＣ以上の硬さに調質し、切削加工を行うことで作製した金型である。
【００４２】
なお、本発明では、本効果の更なる向上において、焼入後の状態を調整することが有効である。つまり、焼入れ後のマルテンサイト組織中に固溶するＣおよびＣｒ含有量を重量％でＣ：０．４５〜０．６％、Ｃｒ：３．０〜６．０％とすること、好ましくはＣ：０．５０〜０．６３％、Ｃｒ：４．５〜７．５％の範囲を狙うことであり、工具鋼を構成するＣ、Ｃｒ量をＣ：０．５５〜０．７５％、Ｃｒ：６．８〜８．０％に調整することと合わせて有効である。そして、断面組織中のＭ_７Ｃ_３型一次炭化物を面積％にて１．５％以下とすることである。
【００４３】
マルテンサイト組織中の固溶Ｃ、Ｃｒ量を調整することは、溶接性の向上に有効である。高Ｃ、Ｃｒ鋼では溶接後の後熱も重要であり、溶接熱影響部の硬さを下げることで、後熱における加熱温度、時間を低くすることができることは先述の通りである。その手段としてマルテンサイト組織中の固溶Ｃ、Ｃｒ量の調整は有効であり、本発明において具体的には、固溶Ｃ量を０．６％以下、固溶Ｃｒ量を３．０％以上とすることである。更には、固溶Ｃｒ量を６．０％以下とすることであり、この場合、被削性の向上の面においても有効である。
【００４４】
また、表面処理性の向上にも繋がる焼入れ性の向上おいて、本発明の工具鋼に含有されるＣｒ量を６．８％以上にすることは先述の通りであるが、好ましくは、そのうち、マルテンサイト組織中の固溶Ｃｒ量を３．０％以上にすることが有効である。また、固溶Ｃ量を確保する理由は、先述のごとく、表面処理法にてＭＸ型化合物を生成するために鋼材からの供給が必要となるためでもあって、硬さを維持する上でも、その固溶Ｃ量を０．４５％以上とすることが好ましい。
【００４５】
これら焼入れ後のマルテンサイト組織中に固溶するＣおよびＣｒ含有量を調整する有効性について述べたが、それら上下限の限定においてはそれぞれの効果の程度調整に加えて、更には本発明の工具鋼を構成するＣ、Ｃｒ量自体の最適調整範囲にも応じた決定が望ましい。具体的には、Ｃ：０．５０〜０．６３％、Ｃｒ：４．５〜７．５％の固溶範囲を狙うことであり、工具鋼を構成するＣ、Ｃｒ量をＣ：０．５５〜０．７５％、Ｃｒ：６．８〜８．０％に調整することと合わせて有効である。
【００４６】
一次炭化物は、良好な被削性を確保する上で、その断面組織中の１．５（面積％）以下にすることが好ましい。なお、一次炭化物量は、本発明の工具鋼にて規定する化学組成に加え、熱処理によっても低減が可能である。
【００４７】
【実施例】
次に、本発明の実施例について詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例により何等限定されるものではない。
（実施例１）
まず、５０ｋｇ高周波炉を使用して材料を溶解し、表１に示す化学組成を有したインゴットを作製した。なお、比較材１はＳＫＤ１１相当材である。次に、鍛造比が５程度になるように熱間圧延をし、冷却後、８５０℃で４時間保持の焼鈍を実施した。
【００４８】
【表１】

【００４９】
次に、上記焼鈍材をＪＩＳＺ３１５８のＹ型試験片に整え、真空加熱炉を用いて１０２５℃に加熱保持後、不活性ガスでガス冷却焼入れを実施した。更に続けて各試験片の目標硬さがＨＲＣ５５以上となるように、５００〜５５０℃で焼戻しを実施した。このようにして製作した試験片を表２に示す条件で溶接し、溶接性の評価を行なった。なお、比較材４〜１０は、５００℃以上の焼戻しで５５ＨＲＣ以上の硬さを得ることができなかった。
【００５０】
【表２】

【００５１】
溶接性の評価は、溶接後の割れの有無によって行ない、その結果を焼入れ、焼戻し熱処理による硬さと共に表３に示す。参考材１、本発明材１〜７、比較材１１、１２では３５０℃の予熱温度でも溶接割れが発生しなかったが、比較材１、２、３では予熱温度が３５０、４５０℃のいずれかで割れを生じた。
【００５２】
【表３】

【００５３】
（実施例２）
次に、被削性の評価を行なった。
まず、表１に示す素材にて、硬さ２４ＨＲＣ以下の焼きなまし状態である供試材を作製し、スクエアエンドミルでの被削性の評価を行った。なお、切削試験は表４に示す条件で行った。表５に示す結果より、参考材１、本発明材１〜７と比較材１１、１２は、ＳＫＤ１１相当である比較材１に比べて、３倍あるいはそれ以上の工具寿命が得られることが分かる。
【００５４】
【表４】

【００５５】
【表５】

【００５６】
次に、表１に示す素材にて、本発明の熱処理条件により硬さ５７〜６０ＨＲＣに焼入れ焼戻しした供試材を作製し、スクエアエンドミルでの被削性の評価を行った。切削条件は表６に示す。表７に示す試験結果より、参考材１、本発明材１〜７と比較材１１、１２はＳＫＤ１１相当である比較材１に比べて、６倍あるいはそれ以上の工具寿命が得られることが分かる。
【００５７】
【表６】

【００５８】
【表７】

【００５９】
（実施例３）
次に、溶接前の予熱温度と溶接後の冷却時間が溶接性に及ぼす影響を調査した。調査にあたっては、上記焼鈍材を真空加熱炉を用いて１０２５℃に加熱保持後、不活性ガスでガス冷却焼入れを実施し、続けて５００〜５５０℃で焼戻して所定の硬さとしたものを供試材とし、溶接後の後熱は４５０℃で１時間保持後、３時間または７時間をかけて常温まで冷却するものとした。この条件による割れの発生有無を、調整硬さおよび予熱温度と共に、表８に示す。
【００６０】
【表８】

【００６１】
表８より、参考材１、本発明材１〜７と比較材１１、１２では、冷却時間が３時間の場合でも割れが発生しなかったのに対し、比較材１、９、１０では７時間の冷却時間においても割れを生じた。
【００６２】
（実施例４）
次に、参考材１、本発明材１〜７と比較材１〜３および１１、１２の焼鈍材から長手方向が圧延方向になるように１０ｍｍφ×８０ｍｍＬのテストピースを１０本づつ作製した。それら焼入れ前のテストピースの長さ方向寸法を予め計ってから、１０３０℃×１時間保持して空冷焼入れし、５００℃以上の焼戻しを行なって６０ＨＲＣ±１に入るように硬さ調整した。室温に十分に冷やした後、再度寸法を測定し、焼入れ前を基準とした寸法変化率をそれぞれ求め、変寸率が０．１％を超えたものの本数を調べた。表９にその結果を示す。
【００６３】
【表９】

【００６４】
これより、参考材１、本発明材１、２、４、５、７とＳＫＤ１１相当である比較材１は限度オーバーの変寸が見られなかった。Ｓｉがやや高い本発明材３、Ｍｏがやや高めの本発明材６の場合でも０．１％を超える変寸の発生数は１本と少ないものであった。それに対し、比較材２、１１、１２はＳｉ、Ｍｏ当量が高いため、１０本全てに限度オーバーの変寸が発生している。なお、比較材３は例えば先述の特開平１１−１８１５４８にて提案されるような工具鋼に対しＳｉを低めたものであるが、それでもＭｏ当量が高いために４本の変寸オーバーが発生している。
【００６５】
本発明は、溶接性や被削性を向上させるために炭化物を低減しているので、場合によっては耐摩耗性が劣るといった懸念がある。しかし、本発明の変寸低減効果により、表面処理の自由度は確保されているので、工具、金型への作製のし易さと、その工具性能の両者を満足できる。
【００６６】
（実施例５）
次に、参考材１、本発明材１〜７と比較例１、２、３、１１、１２の焼鈍材から切り出した２５×１００×１００（ｍｍ）の板材について、実際にＴＤ処理を行なった時の圧延方向の寸法変化率を調べた。前熱処理は焼入れ１０２０℃で、焼戻しは５３０℃を２回行い、その後仕上げ加工を行なってから、５点の圧延方向寸法をそれぞれ場所を変えて測定した。次に目標膜厚を３μmに設定したＶＣを生成させる条件として１０２０℃×７時間でＴＤ処理し、焼戻しは５３０℃で２回行った。更に後熱処理でも同様に焼入れを１０２０℃で行い、焼戻しを５３０℃で行った。その後圧延方向の寸法測定を行い、変寸率を算出した。その結果を表１０に示す。
【００６７】
【表１０】

【００６８】
参考材１、本発明材１〜７と比較材１（ＳＫＤ１１相当材）は変寸率が０．１％以下で満足する変寸率となっているが、比較例２、３、１１、１２の変寸率は０．１％を大きく超え実用には耐え難い変寸率となっている。ＳＫＤ１１が従来ダイス鋼として汎用性を持つのは、このような熱処理特性が良好であることが大きな要因であると同時に、本発明材もこのような汎用性を持つにふさわしい特徴を具備していることが分かる。但し、ＳＫＤ１１相当材は実施例１、２で示したように溶接性、被削性に乏しいため、その点を大幅に改良した本発明の工具鋼であれば工具材料として工業的価値が極めて高いことが分かる。
【００６９】
【発明の効果】
以上、本発明によれば、ＳＫＤ１１と比較して、基本成分であるＣ含有量を減少しても良好な機械的性質、特に硬さ、靭性を確保することができ、溶接性に優れ、更に被削性の優れた鋼材を提供することができる。更に溶接時の予熱温度を低めに設定でき、冷却時間を短縮しても割れが発生し難く、作業性にも優れている。
加えて、優れた熱処理・表面処理性にも考慮がなされていることから、本発明による工業的価値は大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱処理変寸挙動の原理を説明する図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a tool steel used for a die for punching, bending, drawing or trimming of a steel plate used for automobiles, home appliances, agricultural machinery and the like.
[0002]
[Prior art]
Automakers and others have implemented cost reductions in all fields in order to overcome price competition and secure profits. This field extends to dies, and for cost reduction, shortening the production process of products molded with press dies, reducing the number of dies produced, and developing mold processing methods and tools, etc. Various reduction measures have been implemented.
[0003]
In such a mold, conventionally used mold materials, particularly cold work mold materials, contain a large amount of carbides for imparting wear resistance, and further have excellent hardenability and Cr to ensure toughness. A material with a high content is demanded, and for example, a high C-high Cr steel such as SKD11 which is an alloy tool steel according to JIS G 4404 is used.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
However, as a recent trend, the number of parts constituting the mold is reduced, integrated molding, the shape is complicated, etc., and shape formation by processing from a steel material such as SKD11 described above is excellent in wear resistance. However, the volume to be processed becomes enormous, causing an increase in manufacturing cost. On the other hand, attempts have been made to reduce the machining allowance by casting with a material component corresponding to SKD11. However, since it contains a large amount of carbide, there is a problem in toughness, etc., and until practical use with appropriate alloy design The current situation is not.
[0005]
In particular, in the mold used for punching, bending, drawing or trimming of steel sheets, cracks frequently occur in the mold for forming the shape of the punched product that is changing three-dimensionally. The demand for weld repairability has increased. In other words, if you look at recent trends, even if damage or cracking occurs due to harsh conditions while using the mold due to design modification due to the short start-up of the mold processing process or mold use, Therefore, the weldability for reusability has become important.
[0006]
As described above, tool steels that have been conventionally applied to dies and the like have their merits and demerits in terms of their recently required mechanical properties. Therefore, the present invention provides a tool steel excellent in weldability and machinability without deteriorating mechanical properties such as toughness and wear resistance.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
The present inventors reviewed the basic conditions required for improving weldability and machinability in view of maintaining basic mechanical properties such as toughness and wear resistance.
[0008]
First of all, such a mold material is currently designed with a component containing a large amount of hard brittle carbide for wear resistance, but surface treatment technology has been developed as a means for imparting wear resistance in recent years. For this reason, it is no longer necessary to ensure the wear resistance of the mold material itself as much as possible. From the viewpoint of crack resistance, such carbide is a factor that promotes crack propagation, so it must be reduced to an appropriate amount.
[0009]
As a result of these considerations, the present inventors have achieved a sufficient component structure and composition to obtain good mechanical properties, particularly hardness and toughness even when the C content, which is a basic component constituting the tool steel, is reduced. The inventors have found the tool steel of the present invention that is excellent in weldability, machinability and surface treatment characteristics.
[0010]
That is, the present invention is in weight percent, C: 0.55 -0.75%, Si: 0.1-0.6%, Mn: 0.1-1.2%, Cr: 6.8 ~ 8.0 %, 1 or 2 kinds of Mo or W (Mo + 1 / 2W): 0.6 to 1.2%, V: 0.05 to less than 0.5%, the balance from Fe and inevitable impurities Eutectic value Z [= 8 × (C%) + 0.6 × (Cr%)] 9 or more 10.5 It is the tool steel which is the following.
[0011]
Preferably, by weight, Si: 0.1-0.3% Tool steel. further , S: 0.005 to 0.10%, Ni ≦ 5.0%, Ca ≦ 100 ppm Contains one or more of them Tool steel. And in addition to these present inventions, it is a tool steel that is applied to quenching at 1000 to 1050 ° C. and tempering at 500 ° C. or higher and has a hardness of 55 HRC or higher. And it is the metal mold | die produced by refining these tool steels of this invention to the hardness of 55HRC or more, and performing a cutting process.
[0012]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The feature of the present invention is to find a sufficient component structure and composition to obtain good mechanical properties, particularly hardness and toughness even if the C content, which is a basic component constituting the tool steel, is reduced. A tool steel with excellent machinability and surface treatment characteristics has been achieved.
[0013]
In other words, the tool steel of the present invention secures excellent weldability by suppressing the C content, and when used in a mold, breakage, cracking and wear during use occur along with its excellent toughness. However, it can be easily reused by repair by welding. And the surface treatment property which was excellent also in order to cope with the case where the lack of abrasion resistance by suppression of C content arises was also ensured.
[0014]
In this patent, excellent weldability or weldability means that no weld cracks are observed in the Y-shape test of JIS Z 3158 in which prescribed preheating and post heat treatment are performed. In performing welding, in order to prevent weld cracking at that time, preheating and postheating are usually performed. Preheating is generally performed to prevent hot cracking during welding, and postheating is a type of tempering aimed at preventing cold cracking, and in particular reducing the hardness of the heat affected zone.
[0015]
In general, the mold is welded for shape change or repair depending on the state of production or use, but the alloy steel is preheated to a high temperature in order to prevent cracking during welding. In particular, when Cr or the like is included, it is generally carried out after preheating to 450 to 550 ° C. or more. However, in the present invention, even if this preheating temperature is lowered, specifically, even to 250 ° C., It is possible to provide a tool steel in which no weld cracking is observed in the JIS Z 3158 Y-shape test. This improves workability related to welding and is economical.
[0016]
Next, in high C, Cr steel, after-heating after welding becomes important, but the heating temperature and time in after-heating can be lowered by lowering the hardness of the weld heat affected zone. Particularly for controlling the heat affected zone, it is effective to make the C content 0.75% or less and the Cr content 4.5% or more, preferably 6.8% or more. It is effective to optimally adjust the amount of solute C and Cr in the martensitic structure that influences.
[0017]
Next, the surface treatment property of the present invention will be described.
The present invention sufficiently secures the surface treatment so as to cope with the case where the wear resistance is insufficient due to the suppression of the C content. The characteristics required for this are hardenability, the amount of C dissolved in the austenite structure at the surface treatment temperature such as the salt bath method and the CVD treatment, and the hardness of the base material in the vicinity of the surface.
[0018]
That is, hardenability is imparted to enable application to any surface treatment apparatus, and can be ensured mainly by maintaining the Cr content at 4.5% or more, preferably 6.8% or more. At the same time, the Cr content of 4.5% or more should also be ensured for the purpose of preventing a kind of burning crack phenomenon that occurs during cooling after surface treatment of complex shapes.
[0019]
The amount of C dissolved in the austenite structure at the surface treatment temperature is important for the production of MX type compounds (TiC, VC, etc.) having a sufficient film thickness. In other words, solid solution C is required to be supplied from the steel material in order to produce MX type compounds by surface treatment methods such as CVD, TD treatment, etc., and the optimum amount is the martens before being kept at the surface treatment temperature. It depends on the amount of C dissolved in the site structure. In order to adjust the amount of dissolved C, the tool steel of the present invention has its C content. 0 . 55% or more.
[0020]
And maintaining the hardness of the base material in the vicinity of the surface is an important factor for imparting the peel resistance of the formed film by the surface treatment.
[0021]
Of the surface treatment properties of the present invention, the next most important is the size change during heat treatment. The TD and CVD treatments also serve as a kind of quenching and tempering, and if the dimensions are a little out of order after that, the surface film is removed and there is a problem.
[0022]
FIG. 1 shows a principle diagram of the heat treatment sizing behavior. In the as-quenched state, the crystal lattice is expanded and expanded by C dissolved in the main martensite structure. As the tempering temperature is increased, cementite precipitates in the low and medium temperature regions (FIG. 1 (A) region), and the dimensional change tends to shrink. In the high temperature range, the change rate becomes maximum at substantially the same temperature as the secondary curing. This maximum value is generated by two mechanisms mainly occurring on the low temperature side (FIG. 1B) and the high temperature side (FIG. 1C) of the maximum value.
[0023]
On the low temperature side, the decomposition of retained austenite increases more than the temperature rises, and an expansion tendency occurs. M on the higher temperature side than the maximum value ₇ C ₃ , M ₂₃ C ₆ Since the amount of solid solution C in the martensite decreases due to precipitation and agglomeration of the system carbide, a shrinkage tendency occurs. In order to suppress the deformation that occurs between (B) and (C), Si and M that control the precipitation of cementite as shown in FIG. ₇ C ₃ Or M ₂₃ C ₆ Therefore, it is necessary to optimize Mo and W for controlling the precipitation of Cu. Therefore, in the tool steel of the present invention, it is very important that Si is adjusted to 0.6% or less, preferably 0.3% or less, and the (Mo + 1 / 2W) amount is set to 1.2% or less.
[0024]
The steel composition with reduced primary carbide content due to improved machinability, on the other hand, lacks wear resistance, and it is designed with sufficient consideration for surface treatment of such tool steels. If not done, the utility as a tool material is poor. That is, in the present invention, it is important to suppress the heat treatment size change in order to achieve the optimum tool steel even when the surface treatment is performed.
[0025]
As a tool steel having excellent machinability, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-181548 has been proposed. The Mo equivalent of 0.0% is allowed, and even if the example is seen, it is a high Si and high Mo side, and this does not lead to suppression of heat treatment size change of the present invention. That is, the tool steel disclosed in JP-A-11-181548 has a composition system in which the present invention aims to prevent the change in size, specifically, a composition in which the change in size of 0.1% or less that is compatible with recent mold quality is difficult. This is because it is designed around the system, and is insufficient in the design of tool steel, which requires research with a view to the final appearance of tools and molds.
Based on these, the element which comprises the tool steel of this invention and the reason for limitation of the content are described.
[0026]
C is necessary for improving the hardenability and maintaining the hardness after the heat treatment. In order to ensure the hardness after heat treatment to achieve wear resistance to 55 HRC or more, and to ensure a sufficient film thickness of MX type carbide in surface treatment such as CVD treatment or salt bath method, 0.45% or more, Preferably, a content of 0.55% or more is necessary. If it is less than 0.45%, the quenching hardness is insufficient and sufficient strength cannot be secured, and it becomes difficult to produce a film thickness of 3 μm or more by the salt bath method or the CVD method.
[0027]
C combines with Cr, Mo, and V to form a carbide, and improves wear resistance and temper softening resistance. If the added amount is excessive, the toughness is reduced, and if it exceeds 0.75%, the weldability is deteriorated. Furthermore, the solid-liquid coexistence temperature range becomes large, which may cause a casting defect, that is, increase the eutectic value Z. Therefore, the amount of C added is , 0 . 55 to 0.75%.
[0028]
The eutectic value Z is an index for evaluating the easiness of eutectic solidification and is defined as Z = 8 × (C%) + 0.6 × (Cr%). (C%) and (Cr%) in this formula are the weight percentages of C and Cr contained in the tool steel.
[0029]
Si is an element in which the present invention is important for the adjustment in order to suppress heat treatment size change. It is contained for the purpose of improving the deoxidizer and castability, and 0.1% or more is contained in order to obtain the effect. However, it may not be added depending on the manufacturing method. On the other hand, if the size change during heat treatment increases, the practical problems increase. Therefore, it is essential to adjust to 0.6% or less, preferably 0.3% or less. In addition, the excessive content is a cause of hindering machinability and weldability, and in addition, the component segregation of the matrix becomes severe, and this point is also adjusted.
[0030]
Mn is contained for improving the hardenability, but if it is less than 0.1%, it is insufficient for stably obtaining the quenching hardness. On the other hand, if the amount is too large, it causes deterioration of weldability, and further, as in the case of Si, the component segregation of the matrix becomes violent. However, Mn is an economical element that can be replaced with expensive Cr, Mo, or the like. If the effect of Cr, Mo, or the like is sufficiently exerted, Mn may not be added.
[0031]
Cr combines with C to form carbides and improve wear resistance, and also enhances hardenability and occurs during cooling after surface treatment to complex shapes such as CVD and salt bath methods. It has an effect of preventing a kind of burning crack phenomenon. However, when the amount is too large, the toughness is reduced due to an increase in Cr carbide. Further, like the addition of C, the solid-liquid coexistence temperature range becomes large, which increases the risk of occurrence of casting defects (eutectic value Z). Therefore, the amount of Cr added is , 6 . It was 8 to 8.0%.
[0032]
Mo and W improve hardenability. Moreover, it combines with C to form a hard carbide to improve wear resistance. Since the atomic weight of W is about twice that of Mo, the content of Mo1% has the same effect as the content of W2%, and the effect can be expressed by the amount of (Mo + 1 / 2W). In the present invention, one or two of Mo and W can be contained, that is, the entire content of Mo may be replaced with a double W content, and a part of Mo is equivalent to W. It may be replaced with an amount. Which component should be preferentially used based on the amount of (Mo + 1 / 2W) may be determined in consideration of economy, but it is better to add less W as a material for performing the flame quenching treatment.
[0033]
If the added amount of (Mo + 1 / 2W) is less than 0.6%, the hardness at high temperature tempering is difficult to occur at 55HRC or more, and the change in hardness due to the tempering temperature also becomes rapid, making it difficult to match the hardness. . On the other hand, if the addition amount is excessive, the heat treatment changes in size, and the dimensional accuracy in the surface treatment and heat treatment cannot be secured. Therefore, the addition amount of Mo is set to 0.6 to 1.2%. In consideration of securing the hardness during high-temperature tempering, the content of 1.0% or more is effective, and the excessive content generates massive eutectic carbides that deteriorate fatigue characteristics. The point is also adjusted.
[0034]
V is effective in suppressing the growth of retained austenite due to quenching and ensuring toughness. In order to exhibit this effect, it is necessary to contain 0.05% or more. On the other hand, the excessive content causes crystallization of huge V-type carbides during solidification, which causes a decrease in weldability and toughness. And VC formed in the carbide | carbonized_material in the annealing state, and since machinability deteriorated, it was set as less than 0.05 to 0.5%.
[0035]
The eutectic value Z is an index for evaluating the easiness of eutectic solidification as described above, and the solid-liquid coexistence temperature range increases as the eutectic value Z increases. In the tool steel of the present invention, if the eutectic value Z increases, there is a concern about hot cracking during welding and deterioration of toughness. , C : 0.55 to 0.75%, Cr: 9 to 10.5 in accordance with adjustment to 6.8 to 8.0% When To do.
[0036]
Further, the tool steel of the present invention has one or two of S, Zr, Ca, Pb, Se, Te, Bi, In, Be, and Ce in the above component composition in accordance with other required effects. You may contain the above. Among them, S is an element that is disliked in the field of welding and high-hardness steel as a representative embrittlement element. However, since it has a free cutting effect, it has improved toughness and weldability, and has the purpose of improving machinability. If it is up to about 0.1%, the content can be allowed. In the present invention, it is preferably 0.005 to 0.10%, and more preferably 0.02 to 0.10% for obtaining the effect.
[0037]
Ca is an ideal free-cutting element that is not accompanied by deterioration of mechanical properties and structural alteration. The mechanism for improving the free-cutting property is to lower the melting point of the oxide dispersed in a small amount in the steel, which melts with cutting heat and forms a protective film on the cutting edge. In addition, when adding S, addition of Ca is promising for controlling the morphology of MnS and improving toughness in a direction perpendicular to rolling. However, since Ca has a high vapor pressure, about 100 ppm is the upper limit of content in the current technology.
[0038]
Ni is an element whose toughness is improved by increasing the hardenability and impact transition temperature. In this alloy system, weldability deterioration can be prevented by the effect of maintaining the toughness especially in the high C content region. It acts in the direction of expanding the surface treatment area that can be operated. However, the upper limit of the Ni content is set to 5.0% or less due to manufacturing difficulty. In order to obtain the above effect, the content is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.01% or more.
[0039]
In addition, for the purpose of improving the machinability in the tool steel of the present invention, the rare earth can be contained in an amount of 0.2% or less, preferably 0.1% or less. The total amount of inevitable impurities is preferably 0.5% or less. However, when nitriding is performed to increase wear resistance, the addition of Al that positively increases the hardness of the nitrided layer is acceptable if it is 1.0% or less.
[0040]
In the case of the tool steel of the present invention described above, in addition to imparting excellent weldability, 55HRC or more is also obtained by quenching from 1000 to 1050 ° C., which is the same heat treatment condition as conventional SKD11, and tempering at 500 ° C. or more. The hardness of can be secured. In addition to achieving excellent machinability at a hardness of 55 HRC or higher, it is excellent in surface treatment properties such as a salt bath method and a CVD treatment, and also in suppressing the deformation during heat treatment.
[0041]
Further, when the tool steel of the present invention is used for a mold or the like, flame quenching or the like may be performed only on a necessary part according to the required function, and the hardness is considered in consideration of manufacturing man-hours or necessary characteristics A heat treatment method for obtaining the above may be selected. As an example, it is a mold produced by refining the tool steel of the present invention to a hardness of 55 HRC or higher and performing a cutting process.
[0042]
In addition, in this invention, in the further improvement of this effect, it is effective to adjust the state after hardening. That is, the content of C and Cr dissolved in the martensite structure after quenching is set to C: 0.45-0.6% and Cr: 3.0-6.0% by weight, preferably C : 0.50 to 0.63%, Cr: Aiming at a range of 4.5 to 7.5%, C constituting the tool steel, Cr amount C: 0.55 to 0.75%, Cr : Effective in combination with adjustment to 6.8 to 8.0%. And M in the cross-sectional structure ₇ C ₃ The mold primary carbide is made 1.5% or less in area%.
[0043]
Adjusting the amount of solute C and Cr in the martensite structure is effective for improving the weldability. In high C and Cr steels, post-heating after welding is also important, and as described above, the heating temperature and time in post-heating can be lowered by reducing the hardness of the weld heat affected zone. Adjustment of the amount of solute C and Cr in the martensite structure is effective as the means. Specifically, in the present invention, the amount of solute C is 0.6% or less and the amount of solute Cr is 3.0% or more. It is to do. Furthermore, the amount of solid solution Cr is set to 6.0% or less. In this case, it is also effective in improving machinability.
[0044]
In addition, in the improvement of hardenability that leads to the improvement of surface treatment, 6.8 As described above, it is effective to make the amount of solute Cr in the martensite structure 3.0% or more. In addition, the reason for securing the amount of solute C is that, as described above, it is necessary to supply from the steel material in order to generate the MX type compound by the surface treatment method, and also in maintaining the hardness, The solute C content is preferably 0.45% or more.
[0045]
Although the effectiveness of adjusting the content of C and Cr dissolved in the martensite structure after quenching has been described, in addition to adjusting the degree of each effect in the limitation of the upper and lower limits, the tool of the present invention The determination according to the optimum adjustment range of the amount of C and Cr constituting the steel is desirable. Specifically, it is aimed at a solid solution range of C: 0.50 to 0.63% and Cr: 4.5 to 7.5%. It is effective when adjusted to 55 to 0.75% and Cr: 6.8 to 8.0%.
[0046]
The primary carbide is preferably 1.5 (area%) or less in the cross-sectional structure in order to ensure good machinability. The amount of primary carbide can be reduced by heat treatment in addition to the chemical composition defined in the tool steel of the present invention.
[0047]
【Example】
Next, examples of the present invention will be described in detail, but the present invention is not limited to these examples.
Example 1
First, an ingot having a chemical composition shown in Table 1 was prepared by melting the material using a 50 kg high frequency furnace. The comparative material 1 is a SKD11 equivalent material. Next, hot rolling was performed so that the forging ratio was about 5, and after cooling, annealing was performed at 850 ° C. for 4 hours.
[0048]
[Table 1]

[0049]
Next, the annealed material was arranged into a Y-type test piece of JIS Z 3158, heated and held at 1025 ° C. using a vacuum heating furnace, and then gas-cooled and quenched with an inert gas. Further, tempering was performed at 500 to 550 ° C. so that the target hardness of each test piece was HRC55 or higher. The test pieces thus produced were welded under the conditions shown in Table 2, and the weldability was evaluated. The comparative materials 4 to 10 could not obtain a hardness of 55 HRC or more by tempering at 500 ° C. or more.
[0050]
[Table 2]

[0051]
Weldability is evaluated by the presence or absence of cracks after welding, and the results are shown in Table 3 together with the hardness by quenching and tempering heat treatment. Reference material 1, Invention material 1 7 In Comparative materials 11, 12, no weld cracking occurred even at a preheating temperature of 350 ° C., but in Comparative materials 1, 2, 3, cracking occurred at either the preheating temperature of 350 ° C. or 450 ° C.
[0052]
[Table 3]

[0053]
(Example 2)
Next, machinability was evaluated.
First, specimens in an annealed state having a hardness of 24 HRC or less were prepared from the materials shown in Table 1, and machinability was evaluated with a square end mill. The cutting test was performed under the conditions shown in Table 4. From the results shown in Table 5, Reference material 1, Invention material 1 7 It can be seen that the comparative materials 11 and 12 have a tool life that is three times or more that of the comparative material 1 corresponding to SKD11.
[0054]
[Table 4]

[0055]
[Table 5]

[0056]
Next, using the materials shown in Table 1, specimens quenched and tempered to a hardness of 57-60 HRC under the heat treatment conditions of the present invention were prepared, and machinability was evaluated with a square end mill. The cutting conditions are shown in Table 6. From the test results shown in Table 7, Reference material 1, Invention material 1 7 It can be seen that the comparison materials 11 and 12 have a tool life of 6 times or more that of the comparison material 1 equivalent to SKD11.
[0057]
[Table 6]

[0058]
[Table 7]

[0059]
(Example 3)
Next, the effects of preheating temperature before welding and cooling time after welding on weldability were investigated. In the investigation, the above annealed material was heated and held at 1025 ° C. using a vacuum heating furnace, then subjected to gas cooling quenching with an inert gas, and subsequently tempered at 500 to 550 ° C. to obtain a predetermined hardness. A post-weld heat was maintained at 450 ° C. for 1 hour, and then cooled to room temperature over 3 hours or 7 hours. Table 8 shows the presence or absence of cracking under these conditions, together with the adjusted hardness and preheating temperature.
[0060]
[Table 8]

[0061]
From Table 8, Reference material 1, Invention material 1 7 The comparative materials 11 and 12 did not crack even when the cooling time was 3 hours, whereas the comparative materials 1, 9, and 10 cracked even during the cooling time of 7 hours.
[0062]
Example 4
next, Reference material 1, book Invention material 1 7 10 pieces of 10 mmφ × 80 mmL test pieces were produced from the annealed materials of Comparative materials 1 to 3, 11 and 12 so that the longitudinal direction was the rolling direction. The dimensions in the length direction of the test pieces before quenching were measured in advance, held at 1030 ° C. for 1 hour, air-cooled and quenched, tempered at 500 ° C. or higher, and adjusted to a hardness of 60 HRC ± 1. After sufficiently cooling to room temperature, the dimensions were measured again, the dimensional change rates based on the values before quenching were determined, and the number of those whose change rates exceeded 0.1% was examined. Table 9 shows the results.
[0063]
[Table 9]

[0064]
Than this, Reference material 1, Invention material 1, 2, 4, 5, 7 In Comparative Material 1 equivalent to SKD11, no limit oversize was observed. Invention material with slightly higher Si 3 , Mo is slightly higher the present invention material 6 In this case, the number of occurrences of deformation exceeding 0.1% was as small as one. On the other hand, since the comparative materials 2, 11, and 12 have high Si and Mo equivalents, the limit oversize has occurred in all ten. The comparative material 3 is made of, for example, tool steel as proposed in the above-mentioned Japanese Patent Laid-Open No. 11-181548 with a lower Si. However, since the Mo equivalent is high, four oversize changes occur. ing.
[0065]
In the present invention, since carbides are reduced in order to improve weldability and machinability, there is a concern that the wear resistance is inferior in some cases. However, since the degree of freedom of surface treatment is ensured by the effect of reducing the size change of the present invention, it is possible to satisfy both the ease of manufacturing a tool and a mold and the performance of the tool.
[0066]
(Example 5)
next, Reference material 1, book Invention material 1 7 And about the 25x100x100 (mm) board | plate material cut out from the annealing material of Comparative Examples 1, 2, 3, 11, and 12, the dimensional change rate of the rolling direction when TD process was actually performed was investigated. Pre-heat treatment was quenching at 1020 ° C., tempering was performed at 530 ° C. twice, and then finishing was performed, and then the five rolling direction dimensions were measured at different locations. Next, TD treatment was performed at 1020 ° C. × 7 hours as a condition for generating VC with the target film thickness set to 3 μm, and tempering was performed twice at 530 ° C. Further, in the post-heat treatment, quenching was similarly performed at 1020 ° C. and tempering was performed at 530 ° C. Thereafter, the dimension in the rolling direction was measured, and the change rate was calculated. The results are shown in Table 10.
[0067]
[Table 10]

[0068]
Reference material 1, book Invention material 1 7 Comparative material 1 (SKD11 equivalent material) has a satisfactory change rate when the change rate is 0.1% or less, but the change rate of Comparative Examples 2, 3, 11, and 12 is 0.1%. The size change rate is far beyond practical use. SKD11 has versatility as a conventional die steel because it has such a good heat treatment characteristic, and at the same time, the material of the present invention has characteristics suitable for such versatility. I understand that. However, since the SKD11 equivalent material is poor in weldability and machinability as shown in Examples 1 and 2, the tool steel of the present invention, which is greatly improved in that respect, has an extremely high industrial value as a tool material. I understand that.
[0069]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, as compared with SKD11, it is possible to ensure good mechanical properties, particularly hardness and toughness even when the C content as the basic component is reduced, and excellent weldability. A steel material with excellent machinability can be provided. Furthermore, the preheating temperature at the time of welding can be set low, and even if the cooling time is shortened, cracking hardly occurs and the workability is excellent.
In addition, since the excellent heat treatment and surface treatment properties are taken into consideration, the industrial value of the present invention is great.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram for explaining the principle of heat treatment sizing behavior.

Claims

% By weight, C: 0.55-0.75%, Si: 0.1-0.6%, Mn: 0.1-1.2%, Cr: 6.8-8.0%, Mo or 1 type or 2 types of W (Mo + 1 / 2W): 0.6 to 1.2%, V: 0.05 to less than 0.5%, with the balance being Fe and inevitable impurities, eutectic A tool steel excellent in weldability and machinability, characterized in that the value Z [= 8 × (C%) + 0.6 × (Cr%)] is 9 or more and 10.5 or less.

The tool steel having excellent weldability and machinability according to claim 1, wherein Si is 0.1 to 0.3% by weight.

Further, in weight%, S: 0.005 to 0.10% to contain and wherein Rukoto claim 1 or according to 2 weldability and machinability excellent tool steel.

Further, in weight%, Ni ≦ claims 1, characterized that you containing 5.0% to according to any one of 3 weldability and machinability excellent tool steel.

Further, by weight, weldability and machinability excellent tool steel according to any one of claims 1 to 4, characterized that you containing Ca ≦ 100 ppm.

The tool excellent in weldability and machinability according to any one of claims 1 to 5, which is applied to quenching at 1000 to 1050 ° C and tempering at 500 ° C or higher and has a hardness of 55HRC or higher. steel.

7. A mold produced by refining the tool steel according to claim 1 to a hardness of 55 HRC or more and performing a cutting process.