JP6519226B2 - 合金工具鋼 - Google Patents
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Description
本発明は、合金工具鋼に関し、さらに詳しくは、合金元素の添加量が少なく、かつ、焼入れ性に優れた合金鋼に関する。
冷間において各種の加工を行うための冷間金型や、各種の機械構造部材に用いられる材料には、硬さ、焼入れ性、コストなどが求められる。これらの材料には、従来、
（ａ）炭素工具鋼、
（ｂ）合金元素の添加量の少ない合金工具鋼、
（ｃ）Ｃｒを多量に添加した冷間ダイス鋼
などが使用されている。
これらの内、冷間ダイス鋼は、冷間金型等に必要な硬さ及び焼入れ性は得られるが、合金元素を多量に添加しているために、コストが高いという問題がある。一方、炭素工具鋼及び合金工具鋼は、冷間金型等に必要な硬さが得られ、かつ低コストであるが、焼入れ性に乏しいという問題がある。
（ａ）炭素工具鋼、
（ｂ）合金元素の添加量の少ない合金工具鋼、
（ｃ）Ｃｒを多量に添加した冷間ダイス鋼
などが使用されている。
これらの内、冷間ダイス鋼は、冷間金型等に必要な硬さ及び焼入れ性は得られるが、合金元素を多量に添加しているために、コストが高いという問題がある。一方、炭素工具鋼及び合金工具鋼は、冷間金型等に必要な硬さが得られ、かつ低コストであるが、焼入れ性に乏しいという問題がある。
そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．６１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．９４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．７ｍａｓｓ％、Ｃｒ：６．４５ｍａｓｓ％、Ｍｏ：１．８１ｍａｓｓ％、及びＶ：０．３ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる冷間工具鋼が開示されている。
同文献には、上記のような成分とすることによって、焼入れ後において歪み取りのための仕上加工を省略することができ、かつ金型として必要なＨＲＣ５５以上の硬さが得られる点が記載されている。
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．６１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．９４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．７ｍａｓｓ％、Ｃｒ：６．４５ｍａｓｓ％、Ｍｏ：１．８１ｍａｓｓ％、及びＶ：０．３ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる冷間工具鋼が開示されている。
同文献には、上記のような成分とすることによって、焼入れ後において歪み取りのための仕上加工を省略することができ、かつ金型として必要なＨＲＣ５５以上の硬さが得られる点が記載されている。
特許文献２には、Ｃ：１．０１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．９８ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．３２ｍａｓｓ％、Ｃｒ：７．４ｍａｓｓ％、Ｍｏ：２．２２ｍａｓｓ％、Ｗ：０．４５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．４５ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる冷間工具鋼が開示されている。
同文献には、上記のような成分とすることによって、素材状態で優れた被削性を備えるとともに、焼入れ焼もどしによって優れた工具性能を発揮する点が記載されている。
同文献には、上記のような成分とすることによって、素材状態で優れた被削性を備えるとともに、焼入れ焼もどしによって優れた工具性能を発揮する点が記載されている。
特許文献３には、Ｃ：０．７２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．９１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．２ｍａｓｓ％、Ｃｒ：７．８ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．２６ｍａｓｓ％、Ｗ：０．１３ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０７ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０７ｍａｓｓ％、及びＳ：０．０７２ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる冷間金型用鋼が開示されている。
同文献には、上記のような成分とすることによって、５８ＨＲＣ以上の高い硬度と、高い被削性が得られる点が記載されている。
同文献には、上記のような成分とすることによって、５８ＨＲＣ以上の高い硬度と、高い被削性が得られる点が記載されている。
特許文献４には、Ｃ：０．５４ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．５５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．６８ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１９ｍａｓｓ％、Ｓ：０．３３４ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．０１６ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．７４ｍａｓｓ％、及びＭｏ：０．４５ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる冷間工具鋼が開示されている。
同文献には、上記のような成分とすることによって、硫化物系介在物が鍛伸方向に伸びることにより生じる機械的異方性が改善される点が記載されている。
同文献には、上記のような成分とすることによって、硫化物系介在物が鍛伸方向に伸びることにより生じる機械的異方性が改善される点が記載されている。
さらに、特許文献５には、Ｃ：０．３５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．６０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：５．５４ｍａｓｓ％、Ｍｏ：３．０６ｍａｓｓ％、Ｖ：０．８４ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００３ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．００３ｍａｓｓ％、及びＣａ：０．００１２ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる熱間工具鋼が開示されている。
同文献には、上記のような成分とすることによって、耐摩耗性や耐ヒートチェック性を低下させることなく、被削性を向上させることができる点が記載されている。
同文献には、上記のような成分とすることによって、耐摩耗性や耐ヒートチェック性を低下させることなく、被削性を向上させることができる点が記載されている。
従来の炭素工具鋼や合金工具鋼においては、焼入れ性を高めるためにＭｎを添加することが行われる。Ｍｎは、焼入れ性を最も向上させる効果的な元素である。しかし、Ｍｎを多量に添加すると、焼入れ後にオーステナイトが多量に残留するため、Ｍｎの添加量には限界がある。そのため、従来の炭素工具鋼や合金工具鋼は、焼入れ性が不十分である。
また、従来の炭素工具鋼や合金工具鋼において十分な硬さを得るためには、焼入れに際して水冷や油冷等の急速冷却が必須となる。しかし、焼入れに際して急速冷却を行うと、冷却中に表面と内部で温度差が大きくなる。特に、肉厚の異なる部分を持つ製品の場合には、厚肉部と薄肉部との冷却速度の差に起因して温度差が大となり、焼入れ（熱処理）に伴う材料の変形（熱処理変形）が大きくなる。
また、従来の炭素工具鋼や合金工具鋼において十分な硬さを得るためには、焼入れに際して水冷や油冷等の急速冷却が必須となる。しかし、焼入れに際して急速冷却を行うと、冷却中に表面と内部で温度差が大きくなる。特に、肉厚の異なる部分を持つ製品の場合には、厚肉部と薄肉部との冷却速度の差に起因して温度差が大となり、焼入れ（熱処理）に伴う材料の変形（熱処理変形）が大きくなる。
本発明が解決しようとする課題は、焼入れにより十分な硬さが得られ、焼入れ性が高く、しかも低コストな合金工具鋼を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、焼入れに伴う熱処理変寸の異方性が少ない合金工具鋼を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、焼入れに伴う熱処理変寸の異方性が少ない合金工具鋼を提供することにある。
上記課題を解決するために本発明に係る合金工具鋼は、以下の構成を備えていることを要旨とする。
（１）前記合金工具鋼は、
０．６７≦Ｃ≦０．７７ｍａｓｓ％、
１．００≦Ｓｉ≦１．２０ｍａｓｓ％、
１．００≦Ｍｎ≦１．２０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．３ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｓ≦０．１０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｃｕ≦０．２５ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｎｉ≦０．２５ｍａｓｓ％、
７．０≦Ｃｒ≦８．１ｍａｓｓ％、
０．５０≦Ｍｏ＋(１／２)Ｗ≦０．７０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．０２ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０１００ｍａｓｓ％、及び、
Ａｌ≦０．１００ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記合金工具鋼は、焼入れ温度：１０２０〜１０５０℃から冷却速度：１０℃／ｍｉｎで焼入れし、焼戻し温度：１８０〜５２５℃で焼き戻した時の硬さが５８ＨＲＣ以上となるものからなる。
（１）前記合金工具鋼は、
０．６７≦Ｃ≦０．７７ｍａｓｓ％、
１．００≦Ｓｉ≦１．２０ｍａｓｓ％、
１．００≦Ｍｎ≦１．２０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．３ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｓ≦０．１０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｃｕ≦０．２５ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｎｉ≦０．２５ｍａｓｓ％、
７．０≦Ｃｒ≦８．１ｍａｓｓ％、
０．５０≦Ｍｏ＋(１／２)Ｗ≦０．７０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．０２ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０１００ｍａｓｓ％、及び、
Ａｌ≦０．１００ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記合金工具鋼は、焼入れ温度：１０２０〜１０５０℃から冷却速度：１０℃／ｍｉｎで焼入れし、焼戻し温度：１８０〜５２５℃で焼き戻した時の硬さが５８ＨＲＣ以上となるものからなる。
合金元素が少なくなるほど、低コストとなるが、焼入れ性は低下する。この場合、必要な硬さを得るには急速冷却が必要となるが、冷却速度が速くなるほど、焼入れ時の熱処理変寸の異方性が大きくなる。一方、合金元素を多量に添加すると、焼入れ性は向上するが、高コストとなる。さらに、鋼中のＣは、焼入れ後の硬さの向上に寄与するが、Ｃ量が過剰になると、焼入れ温度に加熱した際に粗大な炭化物が残留しやすくなる。粗大な炭化物は、焼入れ時における熱処理変寸の異方性の原因となる。
これに対し、少なくともＭｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を最適化すると、材料コストを増加させることなく、焼入れ性を確保することができる。また、Ｃ量を適正化することにより、粗大な炭化物の残存を抑制することができる。そのため、焼入れ後に十分な硬さが得られ、かつ熱処理変寸の異方性も抑制することができる。
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． 合金工具鋼］
［１．１． 主構成元素］
本発明に係る合金工具鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
［１． 合金工具鋼］
［１．１． 主構成元素］
本発明に係る合金工具鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
（１） ０．６７≦Ｃ≦０．７７ｍａｓｓ％：
Ｃは、強度及び耐摩耗性を確保するのに必要な元素で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ等の炭化物形成元素と結合して炭化物を形成する元素である。また、Ｃは、焼入れ時にマトリックスに固溶し、マルテンサイト組織化することによって、硬度を確保する元素である。このような効果を得るためには、Ｃ量は、０．６７ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、さらに好ましくは、０．６９ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃ量が過剰になると、粗大な炭化物が残存し、割れの発生の起点となったり、あるいは、熱間加工性を低下させる。従って、Ｃ量は、０．７７ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、さらに好ましくは、０．７４ｍａｓｓ％以下である。
Ｃは、強度及び耐摩耗性を確保するのに必要な元素で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ等の炭化物形成元素と結合して炭化物を形成する元素である。また、Ｃは、焼入れ時にマトリックスに固溶し、マルテンサイト組織化することによって、硬度を確保する元素である。このような効果を得るためには、Ｃ量は、０．６７ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、さらに好ましくは、０．６９ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃ量が過剰になると、粗大な炭化物が残存し、割れの発生の起点となったり、あるいは、熱間加工性を低下させる。従って、Ｃ量は、０．７７ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、さらに好ましくは、０．７４ｍａｓｓ％以下である。
（２） １．００≦Ｓｉ≦１．２０ｍａｓｓ％：
Ｓｉは、主にマトリックスに固溶し、炭化物の析出を促進し、２次硬化を高める元素である。このような効果を得るためには、Ｓｉ量は、１．００ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｓｉ量が過剰になると、焼入れ性が低下する。従って、Ｓｉ量は、１．２０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｓｉは、主にマトリックスに固溶し、炭化物の析出を促進し、２次硬化を高める元素である。このような効果を得るためには、Ｓｉ量は、１．００ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｓｉ量が過剰になると、焼入れ性が低下する。従って、Ｓｉ量は、１．２０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（３） １．００≦Ｍｎ≦１．２０ｍａｓｓ％：
Ｍｎは、焼入れ性を向上させる元素である。高い焼入れ性を得るためには、Ｍｎ量は、１．００ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｍｎ量が過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｍｎ量は、１．２０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｍｎは、焼入れ性を向上させる元素である。高い焼入れ性を得るためには、Ｍｎ量は、１．００ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｍｎ量が過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｍｎ量は、１．２０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（４） Ｐ≦０．３ｍａｓｓ％：
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる。Ｐは、結晶粒界に偏析し、靱性を低下させる原因となる。従って、Ｐ量は、０．３ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｐ量は、さらに好ましくは、０．１ｍａｓｓ％以下である。
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる。Ｐは、結晶粒界に偏析し、靱性を低下させる原因となる。従って、Ｐ量は、０．３ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｐ量は、さらに好ましくは、０．１ｍａｓｓ％以下である。
（５） ０．０５≦Ｓ≦０．１０ｍａｓｓ％：
Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる。また、Ｓは、被削性を向上させるために積極的に添加されることもある。本発明では、積極的にＳを添加することによってＭｎＳを形成し、被削性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｓ量は、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｓ量が過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｓ量は、０．１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓ量は、さらに好ましくは、０．０８ｍａｓｓ％以下である。
Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる。また、Ｓは、被削性を向上させるために積極的に添加されることもある。本発明では、積極的にＳを添加することによってＭｎＳを形成し、被削性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｓ量は、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｓ量が過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｓ量は、０．１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓ量は、さらに好ましくは、０．０８ｍａｓｓ％以下である。
（６） ０．０１≦Ｃｕ≦０．２５ｍａｓｓ％：
Ｃｕは、オーステナイトを安定化させる元素である。焼入れ温度でオーステナイト組織を得るためには、Ｃｕ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃｕ量が過剰になると、残留オーステナイト量が増加し、寸法の経年変化を引き起こす。また、過剰のＣｕは、熱間加工性を低下させる。従って、Ｃｕ量は、０．２５ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｃｕは、オーステナイトを安定化させる元素である。焼入れ温度でオーステナイト組織を得るためには、Ｃｕ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃｕ量が過剰になると、残留オーステナイト量が増加し、寸法の経年変化を引き起こす。また、過剰のＣｕは、熱間加工性を低下させる。従って、Ｃｕ量は、０．２５ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（７） ０．０１≦Ｎｉ≦０．２５ｍａｓｓ％：
Ｎｉは、オーステナイトを安定化させる元素である。焼入れ温度でオーステナイト組織を得るためには、Ｎｉ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｎｉ量が過剰になると、残留オーステナイト量が増加し、寸法の経年変化を引き起こす。従って、Ｎｉ量は、０．２５ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｎｉは、オーステナイトを安定化させる元素である。焼入れ温度でオーステナイト組織を得るためには、Ｎｉ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｎｉ量が過剰になると、残留オーステナイト量が増加し、寸法の経年変化を引き起こす。従って、Ｎｉ量は、０．２５ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（８） ７．０≦Ｃｒ≦８．１ｍａｓｓ％：
Ｃｒは、耐食性、及び焼入れ性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｃｒ量は、７．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、７．４５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ量が過剰になると、焼入れ温度でのオーステナイトのＣ固溶量が少なくなり、必要な硬さが得られない。従って、Ｃｒ量は、８．１ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、７．７５ｍａｓｓ％以下である。
Ｃｒは、耐食性、及び焼入れ性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｃｒ量は、７．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、７．４５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ量が過剰になると、焼入れ温度でのオーステナイトのＣ固溶量が少なくなり、必要な硬さが得られない。従って、Ｃｒ量は、８．１ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、７．７５ｍａｓｓ％以下である。
（９） ０．５０≦Ｍｏ＋(１／２)Ｗ≦０．７０ｍａｓｓ％：
Ｍｏは、パーライトノーズを長時間側に移行させ、焼入れ性を向上させる。また、Ｍｏは、２次硬化量を増加させる。ＷもＭｏと同様の効果が得られるが、Ｗの比重はＭｏの約２倍である。そのため、ＷによりＭｏと同等の効果を得るためには、Ｗは、Ｍｏの２倍の量を添加する必要がある。焼入れ性を向上させ、かつ、２次硬化量を増加させるためには、Ｍｏ＋(１／２)Ｗ（以下、「Ｍｏ当量」という）は、０．５０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｍｏ当量が過剰になると、焼入れ後に残存する炭化物量が過剰になる。従って、Ｍｏ当量は、０．７０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｍｏは、パーライトノーズを長時間側に移行させ、焼入れ性を向上させる。また、Ｍｏは、２次硬化量を増加させる。ＷもＭｏと同様の効果が得られるが、Ｗの比重はＭｏの約２倍である。そのため、ＷによりＭｏと同等の効果を得るためには、Ｗは、Ｍｏの２倍の量を添加する必要がある。焼入れ性を向上させ、かつ、２次硬化量を増加させるためには、Ｍｏ＋(１／２)Ｗ（以下、「Ｍｏ当量」という）は、０．５０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｍｏ当量が過剰になると、焼入れ後に残存する炭化物量が過剰になる。従って、Ｍｏ当量は、０．７０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（１０） ０．０１≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％：
Ｖは、炭化物を形成し、焼入れ時の結晶粒成長を防止する。このような効果を得るためには、Ｖ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｖ量が過剰になると、粗大な炭窒化物が形成され、衝撃値が低下する。従って、Ｖ量は、０．３０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｖは、炭化物を形成し、焼入れ時の結晶粒成長を防止する。このような効果を得るためには、Ｖ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｖ量が過剰になると、粗大な炭窒化物が形成され、衝撃値が低下する。従って、Ｖ量は、０．３０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（１１） Ｎ≦０．０２ｍａｓｓ％：
Ｎは、侵入型元素であり、マルテンサイト組織の硬さの向上に寄与する。また、Ｎは、同じ侵入型元素のＣに比べて、γ安定化能が強い。さらに、Ｎは、固溶状態で耐食性の向上に寄与する。Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる。
一方、Ｎ量が過剰になると、凝固中の窒素の濃化により窒素ガス噴出の限界を超えてしまい、インゴットにボイドが生ずる。従って、Ｎ量は、０．０２ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｎは、侵入型元素であり、マルテンサイト組織の硬さの向上に寄与する。また、Ｎは、同じ侵入型元素のＣに比べて、γ安定化能が強い。さらに、Ｎは、固溶状態で耐食性の向上に寄与する。Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる。
一方、Ｎ量が過剰になると、凝固中の窒素の濃化により窒素ガス噴出の限界を超えてしまい、インゴットにボイドが生ずる。従って、Ｎ量は、０．０２ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（１２） Ｏ≦０．０１００ｍａｓｓ％：
Ｏは、鋼中に不可避的に含まれる元素である。Ｏ量が過剰になると、Ａｌ、Ｓｉと粗大な酸化物を形成して介在物となり、靱性及び鏡面性を低下させる。従って、Ｏ量は、０．０１００ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｏ量は、さらに好ましくは、０．００５０ｍａｓｓ％以下である。
Ｏは、鋼中に不可避的に含まれる元素である。Ｏ量が過剰になると、Ａｌ、Ｓｉと粗大な酸化物を形成して介在物となり、靱性及び鏡面性を低下させる。従って、Ｏ量は、０．０１００ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｏ量は、さらに好ましくは、０．００５０ｍａｓｓ％以下である。
（１３） Ａｌ≦０．１００ｍａｓｓ％：
Ａｌは、酸素量低下のために精錬時に添加され、不可避的に含まれる。しかし、Ａｌ量が過剰になると、鋼中にＡｌ2Ｏ3からなる多量の介在物が生成し、衝撃値などを低下させる。従って、Ａｌ量は、０．１００ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ａｌは、酸素量低下のために精錬時に添加され、不可避的に含まれる。しかし、Ａｌ量が過剰になると、鋼中にＡｌ2Ｏ3からなる多量の介在物が生成し、衝撃値などを低下させる。従って、Ａｌ量は、０．１００ｍａｓｓ％以下である必要がある。
［１．２． 副構成元素］
本発明に係る合金工具鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下の１種又は２種以上の元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
本発明に係る合金工具鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下の１種又は２種以上の元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
（１４） ０．００１≦Ｎｂ≦０．３０ｍａｓｓ％：
（１５） ０．００１≦Ｔａ≦０．３０ｍａｓｓ％：
（１６） ０．００１≦Ｔｉ≦０．２０ｍａｓｓ％：
（１７） ０．００１≦Ｚｒ≦０．３０ｍａｓｓ％：
Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、及び、Ｚｒは、いずれも、炭化物、窒化物を形成し、焼入れでの結晶粒粗大化を防止する。このような効果を得るためには、これらの元素の含有量は、それぞれ、上記の下限値以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、粗大な炭化物、窒化物を形成し、衝撃値が低下する。従って、これらの元素の含有量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
なお、これらの元素は、いずれか１種を含んでいても良く、あるいは、２種以上を含んでいても良い。
（１５） ０．００１≦Ｔａ≦０．３０ｍａｓｓ％：
（１６） ０．００１≦Ｔｉ≦０．２０ｍａｓｓ％：
（１７） ０．００１≦Ｚｒ≦０．３０ｍａｓｓ％：
Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、及び、Ｚｒは、いずれも、炭化物、窒化物を形成し、焼入れでの結晶粒粗大化を防止する。このような効果を得るためには、これらの元素の含有量は、それぞれ、上記の下限値以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、粗大な炭化物、窒化物を形成し、衝撃値が低下する。従って、これらの元素の含有量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
なお、これらの元素は、いずれか１種を含んでいても良く、あるいは、２種以上を含んでいても良い。
（１８） ０．０１≦Ｓｅ＋Ｔｅ≦０．１５ｍａｓｓ％：
Ｓｅ及びＴｅは、いずれも、被削性を改善する。このような効果を得るためには、Ｓｅ及びＴｅの総量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｓｅ及びＴｅの総量が過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｓｅ及びＴｅの総量は、０．１５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
なお、Ｓｅ及びＴｅは、いずれか一方が含まれていても良く、あるいは、双方が含まれていても良い。
Ｓｅ及びＴｅは、いずれも、被削性を改善する。このような効果を得るためには、Ｓｅ及びＴｅの総量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｓｅ及びＴｅの総量が過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｓｅ及びＴｅの総量は、０．１５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
なお、Ｓｅ及びＴｅは、いずれか一方が含まれていても良く、あるいは、双方が含まれていても良い。
（１９） ０．０１≦Ｐｂ＋２Ｂｉ≦０．１５ｍａｓｓ％：
Ｐｂ及びＢｉは、いずれも、被削性を改善する。このような効果を得るためには、Ｐｂ＋２Ｂｉは、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｐｂ＋２Ｂｉが過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｐｂ＋２Ｂｉは、０．１５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
なお、Ｐｂ及びＢｉは、いずれか一方が含まれていても良く、あるいは、双方が含まれていも良い。また、Ｂｉは、Ｐｂの１／２の量でＰｂと同等の効果が得られる。これは、Ｂｉは、Ｐｂよりも融点が低く、また密度が低いため、同体積にするために必要な重量が小さくなるためである。
また、Ｓｅ及び／又はＴｅと、Ｐｂ及び／又はＢｉは、いずれか一方が含まれていても良く、あるいは、双方が含まれていても良い。
Ｐｂ及びＢｉは、いずれも、被削性を改善する。このような効果を得るためには、Ｐｂ＋２Ｂｉは、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｐｂ＋２Ｂｉが過剰になると、熱間加工性が低下する。従って、Ｐｂ＋２Ｂｉは、０．１５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
なお、Ｐｂ及びＢｉは、いずれか一方が含まれていても良く、あるいは、双方が含まれていも良い。また、Ｂｉは、Ｐｂの１／２の量でＰｂと同等の効果が得られる。これは、Ｂｉは、Ｐｂよりも融点が低く、また密度が低いため、同体積にするために必要な重量が小さくなるためである。
また、Ｓｅ及び／又はＴｅと、Ｐｂ及び／又はＢｉは、いずれか一方が含まれていても良く、あるいは、双方が含まれていても良い。
［１．３． 成分バランス］
本発明に係る合金工具鋼は、添加元素が上述した範囲内にあることに加えて、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷ（以下、これらを総称して「焼入れ性向上元素」という）の総量が次の（ａ）式を満たしているのが好ましい。
８．９０≦Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋(１／２)Ｗ≦１０．０ｍａｓｓ％ ・・（ａ）
本発明に係る合金工具鋼は、添加元素が上述した範囲内にあることに加えて、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷ（以下、これらを総称して「焼入れ性向上元素」という）の総量が次の（ａ）式を満たしているのが好ましい。
８．９０≦Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋(１／２)Ｗ≦１０．０ｍａｓｓ％ ・・（ａ）
焼入れ性向上元素の総量が多くなるほど、遅い冷却速度で十分な硬さが得られる。このような効果を得るためには、焼入れ性向上元素の総量は、８．９０ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、焼入れ性向上元素の総量が過剰になると、材料コストが増大する。従って、焼入れ性向上元素の総量は、１０．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
一方、焼入れ性向上元素の総量が過剰になると、材料コストが増大する。従って、焼入れ性向上元素の総量は、１０．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
［１．４． 炭化物の面積率］
鋼中に析出した炭化物は、焼入れ温度に加熱した際に粒界移動を抑制し、結晶粒の粗大化を抑制する作用がある。しかし、焼入れ時にマトリックス／炭化物界面が拘束されるため、熱処理変寸の異方性の原因となる。そのため、粗大な炭化物（具体的には、円相当径で５μｍ以上の炭化物）は、少ないほどよい。
鋼中に析出した炭化物は、焼入れ温度に加熱した際に粒界移動を抑制し、結晶粒の粗大化を抑制する作用がある。しかし、焼入れ時にマトリックス／炭化物界面が拘束されるため、熱処理変寸の異方性の原因となる。そのため、粗大な炭化物（具体的には、円相当径で５μｍ以上の炭化物）は、少ないほどよい。
焼入れ時の熱処理変寸の異方性を抑制するためには、焼入れ状態での円相当径：５μｍ以上の炭化物の面積率は、０．５％以下が好ましい。
成分を最適化することに加えて、焼入れ条件を最適化することにより、微細な炭化物を適量残存させ、かつ、粗大な炭化物の残存を防ぐことができる。
成分を最適化することに加えて、焼入れ条件を最適化することにより、微細な炭化物を適量残存させ、かつ、粗大な炭化物の残存を防ぐことができる。
［１．５． 硬さ及び焼入れ性］
上述したように、各成分を最適化すると、高価な合金元素を多量に添加することなく、冷間金型等に必要な硬さ及び焼入れ性を得ることができる。
具体的には、各成分を最適化することによって、焼入れ温度から冷却速度：１０℃／ｍｉｎで焼入れした時に、５８ＨＲＣ以上の硬さが得られる。
ここで、「焼入れ温度」とは、マトリックスに炭化物を固溶させるために保持する急冷開始前の温度をいう。本発明に係る合金工具鋼の場合、焼入れ温度は、１０２０℃〜１０５０℃の範囲となる。
「焼戻し温度」とは、靱性を得るために焼入れ完了後の試験片を保持する温度をいう。本発明に係る合金工具鋼の場合、焼戻し温度は、１８０℃〜５２５℃の範囲となる。
上述したように、各成分を最適化すると、高価な合金元素を多量に添加することなく、冷間金型等に必要な硬さ及び焼入れ性を得ることができる。
具体的には、各成分を最適化することによって、焼入れ温度から冷却速度：１０℃／ｍｉｎで焼入れした時に、５８ＨＲＣ以上の硬さが得られる。
ここで、「焼入れ温度」とは、マトリックスに炭化物を固溶させるために保持する急冷開始前の温度をいう。本発明に係る合金工具鋼の場合、焼入れ温度は、１０２０℃〜１０５０℃の範囲となる。
「焼戻し温度」とは、靱性を得るために焼入れ完了後の試験片を保持する温度をいう。本発明に係る合金工具鋼の場合、焼戻し温度は、１８０℃〜５２５℃の範囲となる。
［２． 作用］
合金元素が少なくなるほど、低コストとなるが、焼入れ性は低下する。この場合、必要な硬さを得るには急速冷却が必要となるが、冷却速度が速くなるほど、焼入れ時の熱処理変寸の異方性が大きくなる。一方、合金元素を多量に添加すると、焼入れ性は向上するが、高コストとなる。さらに、鋼中のＣは、焼入れ後の硬さの向上に寄与するが、Ｃ量が過剰になると、焼入れ温度に加熱した際に粗大な炭化物が残留しやすくなる。粗大な炭化物は、焼入れ時における熱処理変寸の異方性の原因となる。
合金元素が少なくなるほど、低コストとなるが、焼入れ性は低下する。この場合、必要な硬さを得るには急速冷却が必要となるが、冷却速度が速くなるほど、焼入れ時の熱処理変寸の異方性が大きくなる。一方、合金元素を多量に添加すると、焼入れ性は向上するが、高コストとなる。さらに、鋼中のＣは、焼入れ後の硬さの向上に寄与するが、Ｃ量が過剰になると、焼入れ温度に加熱した際に粗大な炭化物が残留しやすくなる。粗大な炭化物は、焼入れ時における熱処理変寸の異方性の原因となる。
これに対し、少なくともＭｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を最適化すると、材料コストを増加させることなく、焼入れ性を確保することができる。また、Ｃ量を適正化することにより、粗大な炭化物の残存を抑制することができる。そのため、焼入れ後に十分な硬さが得られ、かつ熱処理変寸の異方性も抑制することができる。
（実施例１〜１６、比較例１〜３）
［１． 試料の作製］
表１に示す化学成分を有する原料を真空誘導炉にて溶製し、５０ｋｇの鋼塊を得た。次に、鋼塊を熱間鍛造し、６０ｍｍ角の棒材を得た。さらに、棒材に対して、９００℃で４ｈ保持後、７００℃まで１５℃／ｈで冷却し、球状化焼き鈍しを行った。
［１． 試料の作製］
表１に示す化学成分を有する原料を真空誘導炉にて溶製し、５０ｋｇの鋼塊を得た。次に、鋼塊を熱間鍛造し、６０ｍｍ角の棒材を得た。さらに、棒材に対して、９００℃で４ｈ保持後、７００℃まで１５℃／ｈで冷却し、球状化焼き鈍しを行った。
［２． 試験方法］
［２．１． 硬さ］
焼鈍後の棒材から１辺１０ｍｍの立方体のブロックを切り出し、焼入れ及び焼戻しを行った。焼入れ温度は、組成に応じて、８５０〜１０５０℃とした。焼入れ時の冷却速度は、１０℃／ｍｉｎとした。焼戻し温度は、組成に応じて、１８０〜５２５℃とした。
焼戻し後の試験片の測定面と接地面とを＃４００まで研磨し、ロックウェルＣスケールにより硬さを測定した。
［２．１． 硬さ］
焼鈍後の棒材から１辺１０ｍｍの立方体のブロックを切り出し、焼入れ及び焼戻しを行った。焼入れ温度は、組成に応じて、８５０〜１０５０℃とした。焼入れ時の冷却速度は、１０℃／ｍｉｎとした。焼戻し温度は、組成に応じて、１８０〜５２５℃とした。
焼戻し後の試験片の測定面と接地面とを＃４００まで研磨し、ロックウェルＣスケールにより硬さを測定した。
［２．２． 焼入れ性］
焼鈍後の棒材からφ４ｍｍ×１０ｍｍの試験片を作製した。試験片を焼入れ温度に保持した後、冷却速度を変化させて試験片の焼入れを行った。焼入れ温度は、組成に応じて、８５０〜１０５０℃とした。
焼入れ後の試験片を縦に切断し、試験片の中心部の硬さを測定した。冷却速度と硬さの関係から、ＨＲＣ５８以上が得られる最も遅い冷却速度を求め、これを焼入れ性の指標とした。
焼鈍後の棒材からφ４ｍｍ×１０ｍｍの試験片を作製した。試験片を焼入れ温度に保持した後、冷却速度を変化させて試験片の焼入れを行った。焼入れ温度は、組成に応じて、８５０〜１０５０℃とした。
焼入れ後の試験片を縦に切断し、試験片の中心部の硬さを測定した。冷却速度と硬さの関係から、ＨＲＣ５８以上が得られる最も遅い冷却速度を求め、これを焼入れ性の指標とした。
［２．３． 熱処理変寸］
焼鈍後の棒材からφ１０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を作製した。この試験片に対して焼入れ及び焼戻しを行った。焼入れ温度は、組成に応じて、８５０〜１０５０℃とした。焼入れ時の冷却は、急冷とした。焼戻し温度は、組成に応じて、１８０〜５２５℃とした。
焼入れ前及び焼戻し後の試験片の寸法から、長さ方向の変寸（＝ΔＬ×１００／Ｌ（％））、及び径方向の変寸（＝ΔＤ×１００／Ｄ（％））を算出した。
焼鈍後の棒材からφ１０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を作製した。この試験片に対して焼入れ及び焼戻しを行った。焼入れ温度は、組成に応じて、８５０〜１０５０℃とした。焼入れ時の冷却は、急冷とした。焼戻し温度は、組成に応じて、１８０〜５２５℃とした。
焼入れ前及び焼戻し後の試験片の寸法から、長さ方向の変寸（＝ΔＬ×１００／Ｌ（％））、及び径方向の変寸（＝ΔＤ×１００／Ｄ（％））を算出した。
［２．４． 炭化物の面積率］
焼鈍後の棒材から１辺１０ｍｍの立方体ブロックからなる試験片を作製した。この試験片に対して焼入れを行った。焼入れ温度は、組成に応じて、８５０〜１０５０℃とした。焼入れ時の冷却は、急冷とした。
焼入れ後の試験片表面の研磨及びエッチングを行った。エッチング面の顕微鏡写真を撮影し、画像解析装置を用いて、炭化物の面積率（＝観察視野の面積に対する円相当径５μｍ以上の炭化物の面積の割合）を求めた。
焼鈍後の棒材から１辺１０ｍｍの立方体ブロックからなる試験片を作製した。この試験片に対して焼入れを行った。焼入れ温度は、組成に応じて、８５０〜１０５０℃とした。焼入れ時の冷却は、急冷とした。
焼入れ後の試験片表面の研磨及びエッチングを行った。エッチング面の顕微鏡写真を撮影し、画像解析装置を用いて、炭化物の面積率（＝観察視野の面積に対する円相当径５μｍ以上の炭化物の面積の割合）を求めた。
［３． 結果］
表２に、焼入れ温度、焼戻し温度、硬さ、焼入れ性、炭化物の面積率、及び熱処理変寸を示す。表２より、以下のことがわかる。
表２に、焼入れ温度、焼戻し温度、硬さ、焼入れ性、炭化物の面積率、及び熱処理変寸を示す。表２より、以下のことがわかる。
（１）比較例１、２は、焼入れ性が悪い。また、熱処理変寸も大きく、変寸の異方性も大きい。これは、焼入れ性向上元素の総量が少ないためと考えられる。
（２）比較例３は、焼入れ性向上元素の総量が多いため、焼入れ性は高い。しかし、比較例３は、炭化物の面積率が大きい。また、熱処理変寸も大きく、変寸の異方性も大きい。これは、主としてＣ及びＣｒが過剰であるためと考えられる。
（３）実施例１〜１６は、いずれもＨＲＣ５８以上の硬さと、１０℃／ｍｉｎ以下の焼入れ性が得られた。炭化物の面積率は、いずれも０．５％以下であった。さらに、熱処理変寸も小さく、変寸の異方性も小さかった。
（２）比較例３は、焼入れ性向上元素の総量が多いため、焼入れ性は高い。しかし、比較例３は、炭化物の面積率が大きい。また、熱処理変寸も大きく、変寸の異方性も大きい。これは、主としてＣ及びＣｒが過剰であるためと考えられる。
（３）実施例１〜１６は、いずれもＨＲＣ５８以上の硬さと、１０℃／ｍｉｎ以下の焼入れ性が得られた。炭化物の面積率は、いずれも０．５％以下であった。さらに、熱処理変寸も小さく、変寸の異方性も小さかった。
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
本発明に係る合金工具鋼は、
（１）冷間において鍛造したり、順送型プレスによって加工する際に用いられる冷間金型又はその部品、
（２）機械構造部材、
などの材料に用いることができる。
（１）冷間において鍛造したり、順送型プレスによって加工する際に用いられる冷間金型又はその部品、
（２）機械構造部材、
などの材料に用いることができる。
「冷間金型又はその部品」には、例えば、ブロックパンチ、ボタンダイ、パイロットパンチ、ストレートパンチ、絞りパンチ、絞りダイ、曲げパンチ及びダイ、パンチ型切り刃、ロール型切り刃、ネジや溝の転造型、鍛造型、歯車用パンチ部材ダイス、スエージングダイスなどが含まれる。
「機械構造部材」には、例えば、ベースプレート、ガイドプレート、スペーサー、ストリッパ、スクリュープラグ、リテーナー、ガイドブッシュ、ノックブッシュ、ストリッパガイド、ノックアウトピン、シャンク、ガイドポスト、固定キー、塑性加工工具、スクリュー部材、カム部品、シールプレート、ゲージ類などが含まれる。
さらに、上述した「冷間金型若しくはその部品、又は機械構造部材」には、表面にＣＶＤ処理、ＰＶＤ処理、ＴＤ処理、窒化等の表面処理や、ショットピーニング等の表面改質処理を施したものも含まれる。
さらに、上述した「冷間金型若しくはその部品、又は機械構造部材」には、表面にＣＶＤ処理、ＰＶＤ処理、ＴＤ処理、窒化等の表面処理や、ショットピーニング等の表面改質処理を施したものも含まれる。
Claims (5)
- 以下の構成を備えた合金工具鋼。
（１）前記合金工具鋼は、
０．６７≦Ｃ≦０．７７ｍａｓｓ％、
１．００≦Ｓｉ≦１．２０ｍａｓｓ％、
１．００≦Ｍｎ≦１．２０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．３ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｓ≦０．１０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｃｕ≦０．２５ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｎｉ≦０．２５ｍａｓｓ％、
７．０≦Ｃｒ≦８．１ｍａｓｓ％、
０．５０≦Ｍｏ＋(１／２)Ｗ≦０．７０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．０２ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０１００ｍａｓｓ％、及び、
Ａｌ≦０．１００ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記合金工具鋼は、焼入れ温度：１０２０〜１０５０℃から冷却速度：１０℃／ｍｉｎで焼入れし、焼戻し温度：１８０〜５２５℃で焼戻した時の硬さが５８ＨＲＣ以上となるものからなる。 - 焼入れ状態での円相当径：５μｍ以上の炭化物の面積率が０．５％以下である請求項１に記載の合金工具鋼。
- ８．９０≦Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋(１／２)Ｗ≦１０．０ｍａｓｓ％
を満たす請求項１又は２に記載の合金工具鋼。 - ０．００１≦Ｎｂ≦０．３０ｍａｓｓ％、
０．００１≦Ｔａ≦０．３０ｍａｓｓ％、
０．００１≦Ｔｉ≦０．２０ｍａｓｓ％、及び、
０．００１≦Ｚｒ≦０．３０ｍａｓｓ％
からなる群から選ばれるいずれか１種以上の元素をさらに含む請求項１から３までのいずれか１項に記載の合金工具鋼。 - ０．０１≦Ｓｅ＋Ｔｅ≦０．１５ｍａｓｓ％、及び／又は、
０．０１≦Ｐｂ＋２Ｂｉ≦０．１５ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から４までのいずれか１項に記載の合金工具鋼。
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