JP4175823B2 - 金型用特殊鋼の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、コールドホビング加工して使用される金型用の特殊鋼の製造方法に関し、特に、焼きなまし方法を改善して共晶炭化物の発生を防止した金型用特殊鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
特殊鋼をコールドホビングプレスにより加工して金型を製造する技術がある。この場合に、コールドホビングプレスによる加工前の鋼材の焼きなまし硬さは、１７９ＨＢ以下と軟らかいことが要求されており、硬さが低ければ低いほどコールドホビングプレス加工時の応力が小さく、加工がしやすい。
【０００３】
一方、従来技術においては、上述の如く、鋼材の硬さが低くて軟らかいため、コールドホビングプレス加工により、断面形状が膨らむように比較的大きく変化する。このように、コールドホビングプレス加工後の変形量が大きいため、後加工で、膨らんだ部分を機械加工により削り取って、断面形状を修正する必要があり、切削加工量の増加及び歩留の低下が生じてしまう。
【０００４】
また、焼きなまし硬さを１７９ＨＢ以下とするように、焼きなまし硬さのみを重視した場合、コールドホビングプレス時の加工変形量が大きい部分に発生するミクロクラックを防止することができず、金型が短寿命になってしまうという問題点がある。
【０００５】
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、連続焼きなましでの炭化物の大きさ及び焼きなまし硬さを制御し、金型製造のコストを低減でき、金型寿命を延長することができる金型用特殊鋼の製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明に係る金型用特殊鋼の製造方法は、Ｃ：０．６５乃至０．７５質量％、Ｓｉ：０．１２乃至０．１９質量％、Ｍｎ：０．６７乃至０．６９質量％、Ｃｒ：４．５乃至５．５質量％、Ｖ：０．０５乃至０．１５質量％を含有し残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる特殊鋼素材を、熱間圧延した後、８１５乃至８６５℃の均熱温度に保持し、その後、３００℃までの冷却速度を１５℃／時以下として冷却することにより焼きなまし処理することを特徴とする。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施例について添付の図面を参照して具体的に説明する。図１は本発明の実施例方法を示す工程図、図２はその焼きなまし工程における熱処理パターンを示す図である。図１に示すように、例えば４０トン電気炉にて特殊鋼原料を溶解し、この溶湯を鋳造してインゴットを得る。原料組成は、Ｃ：０．６５乃至０．７５質量％、Ｃｒ：４．５乃至５．５質量％、Ｖ：０．０５乃至０．１５質量％を含有するものであり、例えば、Ｃ：０．７４質量％、Ｓｉ：０．１２質量％、Ｍｎ：０．６７質量％、Ｃｒ：５．０３質量％、Ｖ：０．０８質量％を含有するものである。
【０００８】
次いで、このインゴットを分塊圧延し、断面が１１５ｍｍの方形のビレットを得る。その後、このビレットを圧延し、平板形状にする。次いで、この圧延板を焼きなまし処理する。この焼きなまし処理の熱処理パターンは、図２に示すように、８１５乃至８６５℃に加熱して均熱し、その後、１５℃／時以下の冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却する。３００℃以下の温度まで降温した後、焼鈍炉から取り出す。これにより、炭化物が小さく、０．２％耐力が低い材料を製造することができる。その後、検査工程を経て金型加工する。
【０００９】
次に、上述のごとく構成された本実施例方法の動作について説明する。コールドホビングプレスの加工性を向上させるのは、材料の硬さのみではなく、０．２％耐力が影響し、この０．２％耐力が小さいほど、容易に変形する。本発明者らは更にコールドホビングプレス時の特殊鋼素材の変形量を少なくするためには、素材の硬さを、１６０乃至１７４ＨＢにすることが有効であることを見いだした。この硬さの範囲内で、小さい応力で加工するために、０．２％耐力と引張り強さとの比（０．２％耐力）／（引張り強さ）×１００を４５％以下とすることが好ましい。
【００１０】
また、ミクロクラックを発生させないために、炭化物の大きさを小さくし、炭化物の数が多い組織とすることが必要である。ミクロクラックの発生は炭化物の大きさとホビング加工時の歪みの大きさで決定され、炭化物の周囲のボイド発生からミクロクラックへの推移は、炭化物の大きさが大きいほど、また真歪が大きいほど、容易に推移していく。このため、ミクロクラックの発生を防止するためには、炭化物の大きさを０．３５μｍ以下に小さくし、真歪みを小さくすることが好ましい。
【００１１】
図３及び図４は従来の金型用特殊鋼における真歪みによるボイドの発生機構を示す金属組織の顕微鏡写真である。図３（ａ）及び（ｂ）に示すように、真歪みεが０又は０．５の場合に、ボイドは発生しないが、図３（ｃ）に示すように、真歪みεが０．７になると、炭化物の周囲にボイドが発生する。そして、図３（ｄ）に示すように、真歪みεが０．８になると、ボイドが成長を始め、図４（ａ）に示すように、真歪みεが０．９になると、成長したボイドが連結し始め、図４（ｂ）に示すように、真歪みεが１．０になると、ミクロクラックが発生している。
【００１２】
なお、図３及び図４に示す金属組織の試料は、下記表１の従来鋼１欄に記載の組成を有する従来の金型用特殊鋼についてのものである。そして、焼きなまし温度は８６０〜８８０℃、冷却速度は２０〜２２℃／時である。また、表１に示す従来鋼２においても、従来鋼１と同様の組織及びミクロクラックの発生が認められる。
【００１３】
【表１】
【００１４】
これに対し、本発明のように、Ｃ：０．６５乃至０．７５質量％、Ｃｒ：４．５乃至５．５質量％、Ｖ：０．０５乃至０．１５質量％を含有する特殊鋼素材を、熱間圧延した後、８１５乃至８６５℃の均熱温度に保持し、その後、３００℃までの冷却速度を１５℃／時以下として冷却することにより焼きなまし処理して製造した金型用特殊鋼は、図５（ａ）、（ｂ）に示すように、真歪みεが０又は０．５の場合にはボイドが発生せず、図５（ｃ）に示すように、真歪みεが０．７の場合にボイドが発生するが、図５（ｄ）、（ｅ）のように、真歪みεが０．９又は１．２と大きくなっても、未だ小さなボイドの状態であり、ミクロクラックは発生していない。このように、本発明においては、ボイドの成長が極めて遅く、真歪みが１．２まで印加されてもミクロクラックは発生せず、小さなボイドが存在している状態である。
【００１５】
なお、図５に示す金属組織は、下記表２の発明鋼１欄に記載の組成（本発明の範囲内）を有する試料について得られたものである。なお、焼きなまし温度は８２０〜８４０℃、冷却速度は８〜１０℃／時である。また、表２に記載の発明鋼２及び発明鋼３においても、発明鋼１と同様にミクロクラックは発生しなかった。
【００１６】
【表２】
【００１７】
このボイド又はミクロクラックの発生機構を図６に模式的に示す。従来の金型用特殊鋼においては、真歪みεが０．７になると、炭化物の周りにボイドが発生し、真歪みが１．２になると、ボイドが連結してミクロクラックが発生する。
【００１８】
これに対し、本発明の場合は、炭化物が小さく、真歪みが０．７になると、この炭化物の周りに、ボイドが発生するものの、このボイドは成長せず、歪みが１．２になっても、ボイドのままであり、ミクロクラックが発生しない。
【００１９】
【実施例】
以下、本発明の実施例について、本発明の範囲から外れる比較例と比較して説明する。下記表３は本発明の実施例及び比較例の焼きなまし工程における焼きなまし温度及び冷却速度と、得られた金型用特殊鋼の特性とを示す。また、図７は横軸に平均炭化物粒径をとし、縦軸にボイド発生からミクロクラック発生までの真歪みをとって、これらの実施例（○）及び比較例（●）における平均炭化物粒径と真歪みとの関係を示すグラフ図である。
【００２０】
【表３】
【００２１】
本発明の実施例１及び２は、焼きなまし温度及び冷却速度が本発明の請求項１にて規定する範囲内であり、このため、焼きなまし硬さが１７０ＨＢ又は１７４ＨＢと適切な範囲１６０乃至１７４ＨＢに入っており、（０．２％耐力）／（引張り強さ）×１００の比率が３８．５％及び４０．０％と適切な範囲４５％以下に入っている。このため、炭化物の平均粒径を０．３２μｍ又は０．３４μｍと適切な範囲０．３５μｍ以下にすることができ、図７に示すように、ミクロクラックの発生までの真歪みが０．４以上であり、コールドホビングプレス加工において通常印加される真歪み０．３程度ではミクロクラックが発生しなかった。これに対し、比較例１乃至３においては、焼きなまし温度が８６０℃乃至８７０℃と高温であり、また冷却速度が１９℃／時又は２０℃／時と速いため、焼きなまし硬さが硬く、（０．２％耐力）／（引張り強さ）×１００の比率が大きく、炭化物の平均粒径も大きい。このため、コールドホビングプレス加工において通常印加される真歪み０．３程度で、ミクロクラックが発生した。
【００２２】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、焼きなまし工程におけるヒートパターンを改良し、均熱温度を低く、冷却速度を著しく遅くした結果、炭化物の粒径を小さくし、かつ均一に分散させたものとすることができ、ボイドの成長を抑制し、ミクロクラックの発生を防止することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例に係る金型用特殊鋼の製造方法を示すフローチャート図である。
【図２】焼きなまし工程におけるヒートパターンを示す図である。
【図３】（ａ）乃至（ｄ）は従来の金型用特殊鋼のボイドと真歪みとの関係を示す金属組織の顕微鏡写真である。
【図４】（ａ）及び（ｂ）は同じく従来の金型用特殊鋼のボイドと真歪みとの関係を示す金属組織の顕微鏡写真である。
【図５】（ａ）乃至（ｅ）は本発明の金型用特殊鋼のボイドと真歪みとの関係を示す金属組織の顕微鏡写真である。
【図６】ボイド及びミクロクラックの発生機構を示す模式図である。
【図７】炭化物の平均粒径と、ボイド発生からミクロクラック発生までの真歪みとの関係を示すグラフ図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、コールドホビング加工して使用される金型用の特殊鋼の製造方法に関し、特に、焼きなまし方法を改善して共晶炭化物の発生を防止した金型用特殊鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
特殊鋼をコールドホビングプレスにより加工して金型を製造する技術がある。この場合に、コールドホビングプレスによる加工前の鋼材の焼きなまし硬さは、１７９ＨＢ以下と軟らかいことが要求されており、硬さが低ければ低いほどコールドホビングプレス加工時の応力が小さく、加工がしやすい。
【０００３】
一方、従来技術においては、上述の如く、鋼材の硬さが低くて軟らかいため、コールドホビングプレス加工により、断面形状が膨らむように比較的大きく変化する。このように、コールドホビングプレス加工後の変形量が大きいため、後加工で、膨らんだ部分を機械加工により削り取って、断面形状を修正する必要があり、切削加工量の増加及び歩留の低下が生じてしまう。
【０００４】
また、焼きなまし硬さを１７９ＨＢ以下とするように、焼きなまし硬さのみを重視した場合、コールドホビングプレス時の加工変形量が大きい部分に発生するミクロクラックを防止することができず、金型が短寿命になってしまうという問題点がある。
【０００５】
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、連続焼きなましでの炭化物の大きさ及び焼きなまし硬さを制御し、金型製造のコストを低減でき、金型寿命を延長することができる金型用特殊鋼の製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明に係る金型用特殊鋼の製造方法は、Ｃ：０．６５乃至０．７５質量％、Ｓｉ：０．１２乃至０．１９質量％、Ｍｎ：０．６７乃至０．６９質量％、Ｃｒ：４．５乃至５．５質量％、Ｖ：０．０５乃至０．１５質量％を含有し残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる特殊鋼素材を、熱間圧延した後、８１５乃至８６５℃の均熱温度に保持し、その後、３００℃までの冷却速度を１５℃／時以下として冷却することにより焼きなまし処理することを特徴とする。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施例について添付の図面を参照して具体的に説明する。図１は本発明の実施例方法を示す工程図、図２はその焼きなまし工程における熱処理パターンを示す図である。図１に示すように、例えば４０トン電気炉にて特殊鋼原料を溶解し、この溶湯を鋳造してインゴットを得る。原料組成は、Ｃ：０．６５乃至０．７５質量％、Ｃｒ：４．５乃至５．５質量％、Ｖ：０．０５乃至０．１５質量％を含有するものであり、例えば、Ｃ：０．７４質量％、Ｓｉ：０．１２質量％、Ｍｎ：０．６７質量％、Ｃｒ：５．０３質量％、Ｖ：０．０８質量％を含有するものである。
【０００８】
次いで、このインゴットを分塊圧延し、断面が１１５ｍｍの方形のビレットを得る。その後、このビレットを圧延し、平板形状にする。次いで、この圧延板を焼きなまし処理する。この焼きなまし処理の熱処理パターンは、図２に示すように、８１５乃至８６５℃に加熱して均熱し、その後、１５℃／時以下の冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却する。３００℃以下の温度まで降温した後、焼鈍炉から取り出す。これにより、炭化物が小さく、０．２％耐力が低い材料を製造することができる。その後、検査工程を経て金型加工する。
【０００９】
次に、上述のごとく構成された本実施例方法の動作について説明する。コールドホビングプレスの加工性を向上させるのは、材料の硬さのみではなく、０．２％耐力が影響し、この０．２％耐力が小さいほど、容易に変形する。本発明者らは更にコールドホビングプレス時の特殊鋼素材の変形量を少なくするためには、素材の硬さを、１６０乃至１７４ＨＢにすることが有効であることを見いだした。この硬さの範囲内で、小さい応力で加工するために、０．２％耐力と引張り強さとの比（０．２％耐力）／（引張り強さ）×１００を４５％以下とすることが好ましい。
【００１０】
また、ミクロクラックを発生させないために、炭化物の大きさを小さくし、炭化物の数が多い組織とすることが必要である。ミクロクラックの発生は炭化物の大きさとホビング加工時の歪みの大きさで決定され、炭化物の周囲のボイド発生からミクロクラックへの推移は、炭化物の大きさが大きいほど、また真歪が大きいほど、容易に推移していく。このため、ミクロクラックの発生を防止するためには、炭化物の大きさを０．３５μｍ以下に小さくし、真歪みを小さくすることが好ましい。
【００１１】
図３及び図４は従来の金型用特殊鋼における真歪みによるボイドの発生機構を示す金属組織の顕微鏡写真である。図３（ａ）及び（ｂ）に示すように、真歪みεが０又は０．５の場合に、ボイドは発生しないが、図３（ｃ）に示すように、真歪みεが０．７になると、炭化物の周囲にボイドが発生する。そして、図３（ｄ）に示すように、真歪みεが０．８になると、ボイドが成長を始め、図４（ａ）に示すように、真歪みεが０．９になると、成長したボイドが連結し始め、図４（ｂ）に示すように、真歪みεが１．０になると、ミクロクラックが発生している。
【００１２】
なお、図３及び図４に示す金属組織の試料は、下記表１の従来鋼１欄に記載の組成を有する従来の金型用特殊鋼についてのものである。そして、焼きなまし温度は８６０〜８８０℃、冷却速度は２０〜２２℃／時である。また、表１に示す従来鋼２においても、従来鋼１と同様の組織及びミクロクラックの発生が認められる。
【００１３】
【表１】
これに対し、本発明のように、Ｃ：０．６５乃至０．７５質量％、Ｃｒ：４．５乃至５．５質量％、Ｖ：０．０５乃至０．１５質量％を含有する特殊鋼素材を、熱間圧延した後、８１５乃至８６５℃の均熱温度に保持し、その後、３００℃までの冷却速度を１５℃／時以下として冷却することにより焼きなまし処理して製造した金型用特殊鋼は、図５（ａ）、（ｂ）に示すように、真歪みεが０又は０．５の場合にはボイドが発生せず、図５（ｃ）に示すように、真歪みεが０．７の場合にボイドが発生するが、図５（ｄ）、（ｅ）のように、真歪みεが０．９又は１．２と大きくなっても、未だ小さなボイドの状態であり、ミクロクラックは発生していない。このように、本発明においては、ボイドの成長が極めて遅く、真歪みが１．２まで印加されてもミクロクラックは発生せず、小さなボイドが存在している状態である。
【００１５】
なお、図５に示す金属組織は、下記表２の発明鋼１欄に記載の組成（本発明の範囲内）を有する試料について得られたものである。なお、焼きなまし温度は８２０〜８４０℃、冷却速度は８〜１０℃／時である。また、表２に記載の発明鋼２及び発明鋼３においても、発明鋼１と同様にミクロクラックは発生しなかった。
【００１６】
【表２】
このボイド又はミクロクラックの発生機構を図６に模式的に示す。従来の金型用特殊鋼においては、真歪みεが０．７になると、炭化物の周りにボイドが発生し、真歪みが１．２になると、ボイドが連結してミクロクラックが発生する。
【００１８】
これに対し、本発明の場合は、炭化物が小さく、真歪みが０．７になると、この炭化物の周りに、ボイドが発生するものの、このボイドは成長せず、歪みが１．２になっても、ボイドのままであり、ミクロクラックが発生しない。
【００１９】
【実施例】
以下、本発明の実施例について、本発明の範囲から外れる比較例と比較して説明する。下記表３は本発明の実施例及び比較例の焼きなまし工程における焼きなまし温度及び冷却速度と、得られた金型用特殊鋼の特性とを示す。また、図７は横軸に平均炭化物粒径をとし、縦軸にボイド発生からミクロクラック発生までの真歪みをとって、これらの実施例（○）及び比較例（●）における平均炭化物粒径と真歪みとの関係を示すグラフ図である。
【００２０】
【表３】
本発明の実施例１及び２は、焼きなまし温度及び冷却速度が本発明の請求項１にて規定する範囲内であり、このため、焼きなまし硬さが１７０ＨＢ又は１７４ＨＢと適切な範囲１６０乃至１７４ＨＢに入っており、（０．２％耐力）／（引張り強さ）×１００の比率が３８．５％及び４０．０％と適切な範囲４５％以下に入っている。このため、炭化物の平均粒径を０．３２μｍ又は０．３４μｍと適切な範囲０．３５μｍ以下にすることができ、図７に示すように、ミクロクラックの発生までの真歪みが０．４以上であり、コールドホビングプレス加工において通常印加される真歪み０．３程度ではミクロクラックが発生しなかった。これに対し、比較例１乃至３においては、焼きなまし温度が８６０℃乃至８７０℃と高温であり、また冷却速度が１９℃／時又は２０℃／時と速いため、焼きなまし硬さが硬く、（０．２％耐力）／（引張り強さ）×１００の比率が大きく、炭化物の平均粒径も大きい。このため、コールドホビングプレス加工において通常印加される真歪み０．３程度で、ミクロクラックが発生した。
【００２２】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、焼きなまし工程におけるヒートパターンを改良し、均熱温度を低く、冷却速度を著しく遅くした結果、炭化物の粒径を小さくし、かつ均一に分散させたものとすることができ、ボイドの成長を抑制し、ミクロクラックの発生を防止することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例に係る金型用特殊鋼の製造方法を示すフローチャート図である。
【図２】焼きなまし工程におけるヒートパターンを示す図である。
【図３】（ａ）乃至（ｄ）は従来の金型用特殊鋼のボイドと真歪みとの関係を示す金属組織の顕微鏡写真である。
【図４】（ａ）及び（ｂ）は同じく従来の金型用特殊鋼のボイドと真歪みとの関係を示す金属組織の顕微鏡写真である。
【図５】（ａ）乃至（ｅ）は本発明の金型用特殊鋼のボイドと真歪みとの関係を示す金属組織の顕微鏡写真である。
【図６】ボイド及びミクロクラックの発生機構を示す模式図である。
【図７】炭化物の平均粒径と、ボイド発生からミクロクラック発生までの真歪みとの関係を示すグラフ図である。
Claims (1)
- Ｃ：０．６５乃至０．７５質量％、Ｓｉ：０．１２乃至０．１９質量％、Ｍｎ：０．６７乃至０．６９質量％、Ｃｒ：４．５乃至５．５質量％、Ｖ：０．０５乃至０．１５質量％を含有し残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる特殊鋼素材を、熱間圧延した後、８１５乃至８６５℃の均熱温度に保持し、その後、３００℃までの冷却速度を１５℃／時以下として冷却することにより焼きなまし処理することを特徴とする金型用特殊鋼の製造方法。
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