JP6238114B2

JP6238114B2 - 高速度工具鋼、刃先用材料および切断工具、ならびに、刃先用材料の製造方法

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Publication number: JP6238114B2
Application number: JP2013158612A
Authority: JP
Inventors: 志保福元
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 2012-09-20
Filing date: 2013-07-31
Publication date: 2017-11-29
Anticipated expiration: 2033-07-31
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Description

本発明は、金属の切断に用いられる鋸刃等の切断工具の刃先用材料の素材に好適な高速度工具鋼と、刃先用材料、切断工具、そして、刃先用材料の製造方法に関するものである。

従来、鋼材等の金属材料の切断には、帯鋸や丸鋸等の鋸刃に代表される切断工具が用いられている。鋸刃は、一般的に次の工程で製造される。まず、所定の成分組成に調整された溶鋼を鋳造して鋼塊や鋼片等の素材とし、あるいは、該溶鋼からアトマイズ法などにより得られた粉末を熱間高圧成形して素材とし、これに熱間加工を行い、その後、種々の加工と熱処理を経て、平線等の形状を有した刃先用材料が製造される。そして、刃先用材料は、電子ビーム溶接またはレーザー溶接などを用いて胴材と溶接され、刃付け加工が行われ、焼入れ焼戻しが施されて、最終製品である鋸刃に仕上げられる。上記の刃先用材料の素材には、ＪＩＳＧ４４０３で規格されている高速度工具鋼ＳＫＨ５９（ＩＳＯ４９５７に規定されているＨＳ２−９−１−８に相当）が広く適用されている。ＳＫＨ５９は、赤熱硬さに優れ、かつ、切断耐久性に優れた素材であり、鋸刃の刃先用材料の素材として優れた特性を有する。例えば、特許文献１には、刃先用材料の素材としてＳＫＨ５９を採用した帯鋸刃及びその製造方法の発明が開示されている。

特開２０１０−２８００２２号公報

刃先がＳＫＨ５９で製造された鋸刃は切断耐久性に優れることから、様々な鋼材の切断に使用されている。しかし、使用条件によっては、刃先に限定した損耗形態として、早期の刃先の摩耗、チッピングなどを生じることが知られている。そして、これらの損耗の対策として、刃先の形状や硬さ、表面処理といった刃先の設計に係る改良が行われているものの、ことチッピングについては、依然として早期に発生する場合がある。刃先の設計に係る事項以外で、上記のチッピングが生じる原因には、刃先用材料の組織中に含まれる粗大な炭化物がある。つまり、刃先用材料の組織中に著しく粗大な炭化物が多く含まれると、例えば断面組織中に絶対最大長が２５μｍ以上の炭化物が多く含まれると、この著しく粗大な炭化物が焼入れ焼戻し後の刃先組織でも残留して、刃先の靭性が低下する。そして、使用中の刃先の破壊に要する応力（破壊応力）が低下して、粗大な炭化物を起点とした破壊が発生する。したがって、刃先用材料の組織中の炭化物サイズを小さくすることが、チッピングの抑制に有効である。

高硬度を実現できるＳＫＨ５９の成分組成は、組織中に多量の炭化物を形成する合金設計となっている。そして、このような成分組成の高速度工具鋼の場合、鋼塊や鋼片等の素材の時点で、その鋳造組織中に著しく粗大化した塊状の共晶炭化物が形成されやすい。一般的に、鋳造組織中の共晶炭化物（Ｍ_２Ｃ）は板状であり、熱間加工によって粒状の炭化物（Ｍ_６Ｃ）に変化させることができる。しかし、共晶炭化物が著しく粗大な塊状であると、刃先用材料の製造工程において、続く熱間加工（線材加工）でも炭化物を十分な粒状に変化させることができず、刃先用材料の焼鈍組織には、上記絶対最大長が２５μｍ以上の著しく粗大な炭化物が多く存在する。そして、焼鈍組織で微細に出来なかった炭化物は、溶接および刃付け工程を経て、最終工程の焼入れ焼戻しでも微細にならない。その結果、刃先組織中に粗大な炭化物が多く含まれた鋸刃は、優れた耐摩耗性は付与できるとしても、耐チッピング性が劣化する要因となる。

しかし、従来技術に係る刃先用材料では、組織中の炭化物サイズを小さくすることは必ずしも容易ではない。その理由は、実操業においては効率を求めるために鋼塊や鋼片等の素材の重量を大きくしなければならず、溶鋼が凝固する時の冷却速度が遅くなるので、凝固後の素材の鋳造組織中に好ましくない粗大な共晶炭化物が形成され、これが後工程まで残存してしまうためである。
本発明の目的は、ＳＫＨ５９の優れた特性を維持して、かつ、実操業のレベルでも凝固組織中における炭化物サイズを微細にできる高速度工具鋼と、これを用いてなる刃先用材料、切断工具を提供することである。そして、刃先用材料の製造方法を提供することである。

本発明者は、上記の課題を解決するため、ＳＫＨ５９の成分組成を詳細に見直した。その結果、ＳＫＨ５９の成分組成は実質的に変更しないで、これに特定の元素種を最適な範囲で含有せしめることで、ＳＫＨ５９の優れた特性を維持でき、かつ、鋳造組織中における共晶炭化物を微細にできることを知見した。そして、その特定の元素種であるＣａおよびＮの成分範囲を明確にして、本発明に到達した。

すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：０．５〜１．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：３．０〜５．０％、（Ｗ＋２Ｍｏ）の計算式によるＷおよびＭｏのうちの１種または２種：１５．０〜２５．０％、Ｖ：１．０〜１．５％未満、Ｃｏ：５．０〜１０．０％、残部Ｆｅおよび不純物でなる高速度工具鋼において、前記高速度工具鋼が、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００４％およびＮ：０．００５〜０．０１５％を含有することを特徴とする高速度工具鋼である。そして、前記高速度工具鋼でなる刃先用材料である。この刃先用材料の断面組織中に含まれる炭化物の絶対最大長は、２５μｍ未満であることが好ましい。そして、前記刃先用材料を胴材に溶接してなる切断工具である。

また、本発明は、質量％で、Ｃ：０．５〜１．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：３．０〜５．０％、（Ｗ＋２Ｍｏ）の計算式によるＷおよびＭｏのうちの１種または２種：１５．０〜２５．０％、Ｖ：１．０〜１．５％未満、Ｃｏ：５．０〜１０．０％、残部Ｆｅおよび不純物でなる高速度工具鋼を鋼塊に鋳造し、前記鋼塊に熱間加工を行う刃先用材料の製造方法であって、前記高速度工具鋼の鋼塊が、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００４％およびＮ：０．００５〜０．０１５％を含有することを特徴とする刃先用材料の製造方法である。

本発明によれば、効率的な手法で、高速度工具鋼でなる各種製品の組織中の炭化物を微細にすることができる。そして、切断工具の刃先に使用したときの耐チッピング性に優れるので、各種の切断工具の刃先用材料、特には鋸刃の刃先用材料として好適な高速度工具鋼を提供することが可能である。そして、前記刃先用材料の製造方法を提供することが可能である。

本発明例の高速度工具鋼の鋳造組織中に分布する共晶炭化物の一例を示す顕微鏡写真である。本発明例の高速度工具鋼の鋳造組織中に分布する共晶炭化物の一例を示す顕微鏡写真である。本発明例の高速度工具鋼の鋳造組織中に分布する共晶炭化物の一例を示す顕微鏡写真である。比較例の高速度工具鋼の鋳造組織中に分布する共晶炭化物の一例を示す顕微鏡写真である。高速度工具鋼の鋼塊中に含まれるＣａ量およびＮ量と塊状の共晶炭化物量との関係を説明する図である。走査型電子顕微鏡で観察した本発明例および比較例の高速度工具鋼の焼鈍組織の断面を二値化処理した画像であり、該焼鈍組織の断面中に分布する粗大な炭化物を示す図面代用写真である。

本発明の特徴は、ＳＫＨ５９の成分組成において課題であった鋳造組織中の共晶炭化物が塊状化することで、炭化物サイズが粗大化するという現象を、成分組成の改良によって抑制できたところにある。本発明のいう「塊状の共晶炭化物」とは、鋳造組織の観察面において、専ら板状（層状）で観察される共晶炭化物のうち、その各層の最大の厚みが３μｍ以上の共晶炭化物をいう。以下に、本発明の高速度工具鋼の成分組成の限定理由について述べる。（「質量％」について、単に「％」と記載する。）

・Ｃ：０．５〜１．５％
Ｃは、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖと結合して炭化物を形成し、焼入れ焼戻し硬さを高め、耐摩耗性を向上する元素である。しかし、多すぎると靭性が低下する。よって、後述するＣｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ量とバランスさせた上で、０．５〜１．５％とする。好ましくは０．９％以上であり、また、好ましくは１．２％以下である。

・Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、通常、溶解工程における脱酸剤として使用される。しかし、多すぎると靭性が低下するので、１．０％以下とする。好ましくは０．１％以上であり、また、好ましくは０．６％以下である。

・Ｍｎ：１．０％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸剤として使用される。しかし、多すぎると靭性が低下するので、１．０％以下とする。好ましくは０．１％以上であり、また、好ましくは０．５％以下である。

・Ｃｒ：３．０〜５．０％
Ｃｒは、焼入性、耐摩耗性、耐酸化性等を付与するのに有効な元素である。しかし、多すぎると靭性、高温強度、耐焼戻し軟化特性を低下させる。よって、３．０〜５．０％とする。好ましくは３．５％以上であり、また、好ましくは４．５％以下である。

・（Ｗ＋２Ｍｏ）の計算式によるＷおよびＭｏのうちの１種または２種：１５．０〜２５．０％
ＷおよびＭｏは、Ｃと結合して特殊な炭化物を形成して、耐摩耗性や耐焼付き性を付与する。また、焼戻し時の２次硬化作用が大きく、高温強度も向上する。しかし、多すぎると、熱間加工性を阻害する。よって、（Ｗ＋２Ｍｏ）の関係式において、これらの１種または２種を１５．０〜２５．０％とする。好ましくは１８．０％以上であり、また、好ましくは２３．０％以下である。

・Ｖ：１．０〜１．５％未満
Ｖは、Ｃと結合して硬質の炭化物を形成し、耐摩耗性の向上に寄与する。しかし、多すぎると靭性が低下する。よって、１．０〜１．５％未満とする。好ましくは１．１％以上であり、また、好ましくは１．３％以下である。

・Ｃｏ：５．０〜１０．０％
Ｃｏは、基地中に固溶して、焼戻しマルテンサイトの硬さを向上させ、耐摩耗性の向上に寄与する。また、製品の強度や耐熱性を向上させる。しかし、多すぎると靭性が低下する。よって、５．０〜１０．０％とする。好ましくは６．０％以上であり、また、好ましくは９．３％以下である。

そして、本発明の高速度工具鋼は、以上で説明したＳＫＨ５９相当の成分組成の高速度工具鋼に対して、適量に調整されたＣａおよびＮを含有することが重要である。
・Ｃａ：０．０００５〜０．００４％
Ｃａは、鋳造組織中における共晶炭化物の形態に大きく作用するので、本発明にとって上下限の管理が重要な元素である。まず、凝固時に形成される共晶炭化物はＶを主要元素に含むところ、凝固速度の遅い実操業では共晶開始点における液相中のＶ量が減少する傾向にあることが推測された。そして、この結果、共晶炭化物の発生核が減少して（疎らになって）、その間隔を埋めるように共晶炭化物が塊状に成長しているのだと、本発明者は推定した。そこで、これにＣａを添加すると、液相中のＶ量が増加し、共晶炭化物の発生核が増加して（間隔が狭まって）、事実、共晶炭化物が塊状に成長するのが抑制されていることを突きとめた。そして、Ｃａの添加量が０．００１％の辺りから上記の効果が飛躍的に向上する結果を得た。

一方で、本発明者は、Ｃａの添加量が０．００３％を超えた辺りから塊状炭化物が増加する傾向に転じる現象を見いだした。これは、上記液相中のＶ量が、今度は減少しだしたのだと考えられる。そして、Ｃａの添加量が０．０１％にもなると、上記のＣａを０．００１％添加したときに比して、共晶炭化物の塊状化を抑制する効果が大きく薄れる結果を得た。共晶炭化物が極端に大きくなると、次の熱間加工でも粒状に変化できない炭化物となって残留し、製品の靭性が低下する。以上の結果より、本発明のＣａは、０．０００５〜０．００４％とすることが重要である。好ましくは０．００１％以上であり、また、好ましくは０．００３％以下である。

・Ｎ：０．００５〜０．０１５％
Ｎもまた、鋳造組織中における共晶炭化物の形態に大きく作用する元素として、上下限の管理が重要な元素である。高速度工具鋼には、通常、０．０３％程度のＮが不可避的に含まれている。そして、過多のＮ量の含有は、例えば素材中にバナジウム窒化物を形成して、素材の熱間加工性を阻害することから、Ｎを上記０．０３％程度の含有量から低減することが提案されている。しかし、Ｎを低減したとしても、これを低減しすぎると上記のＣａ添加による効果を大きく阻害して、共晶炭化物の塊状化を著しく助長することを、本発明者は知見した。そして、この阻害効果は、逆にＮ量が多くても顕著になることを知見した。したがって、本発明に係るＮ量には最適な範囲がある。そして、この最適な範囲が０．０１％の辺りにあることを確認した。よって、本発明のＮは、０．００５〜０．０１５％とすることが重要である。下限について、好ましくは０．００７％以上であり、さらに好ましくは０．００９％以上である。また、上限について、好ましくは０．０１３％以下であり、さらに好ましくは０．０１２％以下である。

その他、本発明の高速度工具鋼には、ＳおよびＰが不可避的な不純物元素として、含まれ得る。Ｓは、多すぎると、それ自体が熱間加工性を阻害するのに加えて、上記のＣａと結合して、本発明のＣａ添加による効果を阻害するので、０．０１％以下に規制することが好ましい。より好ましくは０．００５％以下である。Ｐは、多すぎると靭性を劣化するので、０．０５％以下に規制することが好ましい。より好ましくは０．０２５％以下である。

本発明の高速度工具鋼を鋼塊に鋳造して、これに熱間加工を行うことで、前記熱間加工後の焼鈍組織中の炭化物サイズが小さい刃先用材料を得ることができる。好ましくは、断面組織中に含まれる炭化物の絶対最大長が２５μｍ未満の刃先用材料である。そして、この刃先用材料を胴材に溶接した後、刃付け加工を行い、焼入れ焼戻しを施して製造した切断工具は、その刃先組織中において粗大な炭化物が低減されており、優れた耐チッピング性を有する。

所定の成分組成に調整した溶鋼を準備した。溶鋼のＮ量は真空精錬とＣｒＮ合金の投入によって調整した。溶鋼のＣａ量はＣａ−Ｓｉ合金の投入によって調整した。そして、前記溶鋼を実操業レベルに相当する１０℃／分程度の冷却速度で鋳造して、表１の成分組成を有する高速度工具鋼の鋼塊を作製した。

そして、これらの鋼塊の組織中にある板状の共晶炭化物の分布状況を倍率５００倍の光学式顕微鏡で観察した。共晶炭化物を観察した鋼塊の位置は、鋼塊の高さ（Ｈ）に対するＨ／１０の鋼塊上部において、直径（Ｄ）に対するＤ／８の位置（すなわち、外周部からＤ／８入った位置）である。観察面は、鏡面研磨後、共晶炭化物を腐食、着色させる村上試薬で腐食した。本発明例の鋼塊Ｎｏ．１〜３および比較例の鋼塊Ｎｏ．９の光学式顕微鏡写真を図１〜４に示す。各図において、専ら板状（層状）でなる黒色部が共晶炭化物である。

さらに、上記共晶炭化物のうちで、各層の最大の厚みが３μｍ以上の塊状の共晶炭化物の組織中に占める面積量を測定した。面積の定量には、アメリカ国立衛生研究所（ＮＩＨ）が提供している画像処理ソフトウェアｉｍａｇｅＪ（ｈｔｔｐ:／／ｉｍａｇｅＪ．ｎｉｈ．ｇｏｖ／ｉｊ／）と、これのアドインソフトウェアであり、塊状炭化物の局所的な厚みの解析が可能であるｂｏｎｅＪ（ｈｔｔｐ：／／ｂｏｎｅＪ．ｏｒｇ／）とを用いた。観察面の総面積は約３２７０００μｍ^２（具体的には３２６８９０．３μｍ^２）である。結果を表２に示す。

図１〜３の通り、本発明例の高速度工具鋼は、鋳造組織中の共晶炭化物の各層の厚みが薄く、共晶炭化物が全体的に微細化されていた。これに対して、図４の通り、従来の高速度工具鋼（Ｎｏ．９）は、鋳造組織中の共晶炭化物の各層の厚みが厚く、最大の厚みが３μｍ以上の塊状の共晶炭化物が多く形成されていた。その中には、最大の厚みが７μｍ以上に及ぶものも多くあった。そして、表２の結果から、本発明例の高速度工具鋼における最大の厚みが３μｍ以上の塊状の共晶炭化物の面積量は、観察面の総面積に対して約０．６面積％以下のレベルであり、従来の高速度工具鋼（Ｎｏ．９）のそれに比べて少なくなっていた。

図５は、本発明例および比較例の高速度工具鋼Ｎｏ．１〜１３における塊状の共晶炭化物の面積量の測定結果を、Ｃａ量およびＮ量との関係で整理したものである。Ｎ量が１００ｐｐｍ（０．０１％）付近に調整された高速度工具鋼は、Ｃａが添加されなくても、塊状の共晶炭化物の形成が抑制されているようである（Ｎｏ．８）。しかし、その各層における厚みは、塊状の共晶炭化物の指標とした上記３μｍ以上の厚みに対して、Ｎｏ．９の高速度工具鋼（図４）のごとく厚いものであった。そして、Ｎ量が１００ｐｐｍ（０．０１％）付近に調整された上で、さらに本発明量のＣａが添加された本発明例の高速度工具鋼（Ｎｏ．２、５）は、Ｎｏ．８の高速度工具鋼に比して、さらに塊状の共晶炭化物の形成が抑制され、かつ、その各層の厚みも薄くなって、共晶炭化物の全体が微細化される効果が顕著であることがわかる。そして、Ｃａが本発明量を超えると、塊状の共晶炭化物が増加する傾向に転じることがわかる。

本発明の高速度工具鋼が切断工具の刃先に使用されたときの様態を想定して、その際の耐チッピング性を評価するための３点曲げの抗折試験を実施した。抗折試験片は、以下の要領で作製した。まず、所定の成分組成に調整した溶鋼を準備した。溶鋼のＮ量は脱ガス精練によって調整した。溶鋼のＣａ量はＣａ−Ｓｉ合金の投入によって調整した。そして、前記溶鋼を実操業レベルに相当する１０℃／分程度の冷却速度で鋳造して、表３の成分組成を有する高速度工具鋼の鋼塊を作製した。これらの鋼塊について、鋼塊Ｎｏ．１４およびＮｏ．１５の組織中にある共晶炭化物の分布状況は、実施例１における鋼塊Ｎｏ．２およびＮｏ．９のそれと、それぞれがほぼ同等であった。

次に、上記の鋼塊を熱間加工して、直径が５ｍｍの焼鈍状態のコイル線材でなる刃先用材料を得た。そして、この時点で、コイル線材の焼鈍組織中にある炭化物の分布状況を観察した。この観察には、倍率１５０倍の走査型電子顕微鏡を用いた。そして、コイル線材の長さ方向の断面（縦断面）について、約５４６０００μｍ^２（具体的には５４６１３３μｍ^２）の視野を観察して、絶対最大長が１０μｍ以上の炭化物の個数を計測した。炭化物の計測は、次の要領によった。まず、走査型電子顕微鏡による反射電子像に、専ら粗大な炭化物を形成しているときの主にＣ、Ｗ、ＭｏおよびＶの含有量による二値化処理を行うことで、断面組織中に分布する粗大な炭化物を示した二値化画像を得た。図６は、本発明例であるＮｏ．１４および比較例であるＮｏ．１５に係る二値化画像である（炭化物は、黒点の分布で示されている）。そして、絶対最大長が１０μｍ以上の炭化物を二値化画像から抽出して、この炭化物の個数を計測した。計測の結果を表４に示す。

そして、上記焼鈍状態のコイル線材に、実際の刃先に実施される条件の焼入れ焼戻しを想定して、１１９０℃のオーステナイト化温度からの焼入れと、５６０℃で１時間の保持を３回行う焼戻しの熱処理を行った。そして、この熱処理後の試験片に３点曲げの抗折試験を実施した。抗折試験は、試験片の寸法が直径４ｍｍ×長さ６０ｍｍである。また、試験時のスパンは５０ｍｍであり、試験片が破断に至るまでの最大曲げ応力、すなわち、抗折力を測定した。結果を表５に示す。

本発明例の高速度工具鋼の場合、焼入れ焼戻し前の焼鈍組織において粗大な炭化物が少なく、断面組織中に絶対最大長が２５μｍ以上の炭化物が確認されなかった。そして、本発明例の高速度工具鋼は、焼入れ焼戻し後の製品の状態で、高い抗折力を示した。これに対して、比較例の高速度工具鋼では、焼鈍組織で分布していた粗大な炭化物が、焼入れ焼戻し後の組織でも残留していると思われ、本発明例より抗折力が低かった。

Claims

質量％で、Ｃ：０．５〜１．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：３．０〜５．０％、（Ｗ＋２Ｍｏ）の計算式によるＷおよびＭｏのうちの１種または２種：１５．０〜２５．０％、Ｖ：１．０〜１．５％未満、Ｃｏ：５．０〜１０．０％、残部Ｆｅおよび不純物でなる高速度工具鋼において、
前記高速度工具鋼が、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００４％およびＮ：０．００５〜０．０１５％を含有することを特徴とする高速度工具鋼。
請求項１に記載の高速度工具鋼でなることを特徴とする刃先用材料。
断面組織中に含まれる炭化物の絶対最大長が２５μｍ未満であることを特徴とする請求項２に記載の刃先用材料。
請求項２または３に記載の刃先用材料を胴材に溶接してなることを特徴とする切断工具。
質量％で、Ｃ：０．５〜１．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：３．０〜５．０％、（Ｗ＋２Ｍｏ）の計算式によるＷおよびＭｏのうちの１種または２種：１５．０〜２５．０％、Ｖ：１．０〜１．５％未満、Ｃｏ：５．０〜１０．０％、残部Ｆｅおよび不純物でなる高速度工具鋼を鋼塊に鋳造し、前記鋼塊に熱間加工を行う刃先用材料の製造方法であって、
前記高速度工具鋼の鋼塊が、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００４％およびＮ：０．００５〜０．０１５％を含有することを特徴とする刃先用材料の製造方法。