JP6581782B2

JP6581782B2 - 被削性および軟化抵抗性に優れた高靱性熱間工具鋼

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Publication number: JP6581782B2
Application number: JP2015045555A
Authority: JP
Inventors: 前田　雅人; 雅人前田
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 2015-03-09
Filing date: 2015-03-09
Publication date: 2019-09-25
Anticipated expiration: 2035-03-09
Also published as: JP2016166379A

Description

本発明は、特に大型製品の鍛造に使用される金型において、金型仕上加工時の被削性が良く、また使用中のヒートクラック、大割れ、あるいは軟化による摩耗、へたりを著しく改善できるようにした高強度高靱性の熱間工具鋼に関する。

従来から熱間鍛造の金型に使用されている材料において、ＪＩＳ−ＳＫＤ６１種では、型材の強度が高い上、軟化抵抗性、すなわち、高温強度も比較的優れているために、摩耗やへたりは改善される。しかしながら、大型材の場合には、型材中心部の靱性が低く、型底コーナー部から大割れを生じる場合があり、したがって、寿命向上のためには、靱性の改善が不可欠である。しかし、靭性を向上させた鋼種は被削性が低下する傾向があるが、一方、金型作成時における切削工具寿命の延命等を図るための被削性も同時に必要とされている。またＪＩＳ−ＳＫＴ４種では、靭性はＳＫＤ６１より優れており、また焼入れ焼戻し後でも加工できる被削性を有しているものの、軟化抵抗性が殆ど無く、熱間プレスのような被加工材と接触する時間が長く、熱影響を長時間受ける用途においては、表面がすぐに軟化してしまいへたりが起こるために、使用することが出来なかった。

一方、ＳＫＤ６１などの工具鋼の靱性を向上させる方策として、例えば特許第４４２３０６０８号公報（特許文献１）に開示されているように、焼なまし組織を改質して、焼入れ焼戻し組織の結晶粒度を小さく均質にする方法が提案されている。しかし、焼なまし組織の改質については、特許文献１中の図５に示されるように、特殊な熱処理パターンで熱間加工後の熱履歴を管理する必要があり、生産性が落ちるだけでなく製造コストが上がっていまい、金型製造コストが高くなる問題がある。また、焼なまし処理時に、旧オーステナイト粒界では炭化物の析出が多くなるように、一方、旧オーステナイト粒内では炭化物の析出が少なくなるように、温度調整を行い、特に炭素成分の不均一さを鋼材内に作るようにするために、焼なまし条件を調整することを必要としているが、この調整により、合金元素、特にＣ濃度分の不均一さを招くこととなり、この合金元素の不均一さは、焼入れ焼戻し後の組織および硬さの不均一さを招くため、被削性を低下する。そのため、金型製造コストが高くなるという問題がある。

また、被削性の優れた工具鋼として、例えば特開２００３−２６８５００号公報（特許文献２）が提案されている。さらに被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材として、例えば特許第５１８５６１９号公報（特許文献３）が提案されている。しかし、いずれも割れの起点となりやすい快削成分や酸窒化物を形成するＡｌを多く添加しているため、材料の強度が低下し、靱性が低くなってしまう問題がある。

さらに、被削性および高温強度に優れた工具鋼として、例えば特許第４１８６３４０号公報（特許文献４）が提案されている。ところで、このものは高温強度を上げるために、ベイナイト組織を積極的に析出させている。しかし、ベイナイトを析出させることで靱性が低くなってしまう問題がある。

特許第４４２３０６０８号公報特開２００３−２６８５００号公報特許第５１８５６１９号公報特許第４１８６３４０号公報

上述したような先行技術文献における問題を解消するために、発明者らは鋭意開発を進めた結果、請求項に示す合金成分範囲および合金成分式を満たし、望ましくは、Ｎ含有量を１５０ｐｐｍ以下とし、さらに望ましくは、焼入れ焼戻し後の鋼材中に析出したＭＣ炭化物の円相当半径１μｍ以下のＭ₂Ｃ＋Ｍ₆Ｃ＋ＭＣ炭化物の数が、１００００μｍ²あたり１００個以上とすることで、被削性および軟化抵抗性に優れた高靱性熱間工具鋼が得られることを見出した。

一般的に知られているように、Ｎｉを鋼に添加すると靭性は向上するが、一方で焼なまし処理時にオーステナイト組織からフェライト＋球状炭化物からなる組織への変態が起こりにくくなり、焼なまし後のミクロ組織が部分的に、フェライト＋球状炭化物からなる組織およびベイナイト組織との混晶組織になる。ところで、この混晶組織中のベイナイト量が５％を超えると、組織が違うことによる合金元素の不均一さが大きくなり、焼入れ焼戻し後の鋼材の硬さが不均一となって被削性の低下を招くが、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの量を調整することで、Ｎｉの靭性向上効果を残しつつ、焼なまし処理時にオーステナイト組織からフェライト＋球状炭化物からなる組織への変態を起こしやすくすることができ、それにより組織が均一となり、被削性の低下を抑制することができることを発見した。また、同様に、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ量を調整することで、鋳込み時の成分偏析を起こしにくくなり、均質な鋼材を得やすくなることが分かった。

また、焼入れ焼戻しを行った鋼材の軟化抵抗性は析出している微細な炭化物がＣ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖといった主な炭化物合金元素だけでなく、ＭｎやＮｉといった、単独では炭化物を形成しないがＣｒ、Ｍｏ、Ｖが炭化物を形成するときに炭化物中に微量取り込まれる成分も関係していることが分かった。

そこで、本発明が解決しようとする課題は、特に大型製品の鍛造に使用される金型において、金型の仕上加工時の被削性が良好で、さらに、使用中のヒートクラックや、大割れ、あるいは軟化による摩耗や、へたりを著しく改善できる高強度で高靱性の熱間工具鋼を提案することである。

本発明に係る被削性および軟化抵抗性に優れた高靱性熱間工具鋼は、下記のとおりである。
（１）第１の手段は、化学成分が質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．３超〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜１．５％、Ｎｉ：０．６〜１．８％、Ｃｒ：１．４〜２．０％未満、更にＭｏ、Ｗは、いずれか１種または２種がＭｏ＋Ｗ／２：１．０超〜１．８％、Ｖ、Ｎｂは、いずれか１種または２種がＶ＋Ｎｂ／２：０．２％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ式（１）から式（３）がそれぞれＨ≦８．８、Ａ：０〜３８、Ｒ≦１．４５であることを特徴とする被削性および軟化抵抗性に優れた高靱性熱間工具鋼である。
Ｈ＝０．６０＋１３．２０×Ｃ−０．８６Ｍｎ＋２．１３Ｎｉ＋１．５７Ｍｏ−１５．６７×Ｖ・・・（式１）
Ａ＝−１２．９０−４６．９２×Ｃ＋２９．６１×Ｍｎ＋２２．１８×Ｎｉ＋１５．３７Ｃｒ−２１．９５Ｍｏ・・・（式２）
Ｒ＝Ｃｒ／（Ｍｏ＋Ｗ／２）・・・（式３）

（２）第２の手段は、第１の手段の不可避的不純物のうちＮがＮ：≦０．０１５％であることを特徴とする被削性および軟化抵抗性に優れた高靱性熱間工具鋼である。
（３）第３の手段は、上記（１）または（２）に記載した熱間工具鋼であって、焼入れ焼戻し後の鋼材中に析出しているＭ₂ＣとＭ₆ＣとＭＣからなる円相当半径１μｍ以下である炭化物数が１００００μｍ²あたり１００個以上となることを特徴とする被削性および軟化抵抗性に優れた高靱性熱間工具鋼である。

本発明の請求項１に係る発明は、Ｈが８．８以下であり、Ｒが１．４５以上であるので、軟化抵抗性に優れており、摩耗、へたりが著しく改善された熱間工具鋼である。さらに請求項２に係る発明は、不可避的不純物であるＮが０．０１５％以下であるので、粗大な炭窒化物が形成されることがなく、そのため靱性を示すシャルピー衝撃値が高く、かつ被削性に優れている熱間工具鋼である。さらに、請求項３に係る発明では、請求項１または２に係る発明の熱間工具鋼において、焼入れ焼戻し後の鋼材中に析出しているＭ₂ＣとＭ₆ＣとＭＣからなる円相当半径１μｍ以上である炭化物数が１００００μｍ²当たり１００個以上となるので、大型鍛造用金型の仕上加工時の被削性が良好で、かつ軟化抵抗性に優れた高靱性熱間工具鋼となっている。

本発明の実施するための形態を記載するに先立って、本発明における化学成分についての限定理由について記載する。なお、％は質量％である。
Ｃ：０．３０〜０．４５％
Ｃは、硬質炭化物を形成し、硬さおよび耐摩耗性を向上させるとともに焼入性を高める元素である。その効果を得るためには、Ｃは０．３５％以上が必要である。しかし、Ｃが０．４５％を超えて含有されると、粗大な炭化物を形成し、靱性を圧下する。そこで、Ｃは、０．３０〜０．４５％とし、望ましくは０．３５〜０．４５％とする。

Ｓｉ：０．３超〜１．０％
Ｓｉは、脱酸剤としておよび基地の硬さを得るために必要な元素であり、さらに切削時に、工具表面に付着して酸化皮膜を形成し、工具の焼付きを抑制する元素である。このためにはＳｉは、０．３％より多くする必要がある。しかし、Ｓｉは０．８％より多く含有されると、固溶強化が進み、靭性が悪化する。そこで、Ｓｉは０．３超〜１．０％とし、望ましくは０．３１〜０．８％とする。

Ｍｎ：０．６〜１．５％
Ｍｎは、脱酸剤としておよび焼入性を得るために必要な元素である。このためには、Ｍｎは０．６％以上が必要である。しかし、Ｍｎが１．５％より多く含有されると、マトリックスを脆化させるので靱性が悪化する。そこで、Ｍｎは０．６〜１．５％とし、望ましくは０．７〜１．４％とする。

Ｎｉ：０．６〜１．８％
Ｎｉは、焼入性および靭性を得るために必要な元素である。このためには、Ｎｉは０．６以上が必要である。しかし、Ｎｉは１．５％より多く含有されると、焼なまし処理時にオーステナイト組織からフェライト＋球状炭化物からなる組織への変態が起りにくくなり、焼なまし時のミクロ組織が部分的に、フェライト＋球状炭化物からなるものとベイナイトとの混晶組織になり、合金元素の分布が不均一となり被削性が低下する。そこで、Ｎｉは０．６〜１．８％とし、望ましくは０．６〜１．５％とする。

Ｃｒ：１．４〜２．０％未満
Ｃｒは、硬質炭化物を形成し、硬さおよび耐摩耗性を向上させるとともに焼入性を高める元素である。その効果を得るために、Ｃｒは１．４％以上が必要である。しかし、Ｃｒは２．０％以上が含有されると、粗大な炭化物を形成して靭性および軟化抵抗性を悪化する。そこで、Ｃｒは１．４〜２．０％未満とし、望ましくは１．４〜１．８％とする。

Ｎ：≦０．０１５％
Ｎは、鋼中に不可避的に存在する元素である。ただ不純物として残存する量を特に０．０１５％以下に抑えると、靭性が高くなる傾向がある。そこで、Ｎは望ましくは０．０１５％以下とし、より望ましくは０．０１０％以下とする。

Ｍｏ＋Ｗ／２（Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種）：１．０超〜１．８％
ＭｏおよびＷは、硬質炭化物を形成し、硬さおよび耐摩耗性を向上させるとともに、焼入性、焼戻し軟化抵抗性を高める。その効果を得るためには、Ｍｏ＋Ｗ／２（ＭｏおよびＷのうちのいずれか１種または２種）で１．０％より多くする必要である。しかし、Ｍｏ＋Ｗ／２はＭｏおよびＷのうちのいずれか１種または２種で、１．８％より多いと、粗大な炭化物を形成し靭性を悪化する。そこで、Ｍｏ＋Ｗ／２（ＭｏおよびＷのうちのいずれか１種または２種）は１．０超〜１．８％とし、望ましくは１．１〜１．７％とする。

Ｖ＋Ｎｂ／２（Ｖ、Ｎｂのうち１種または２種）：０．２％以下
ＶおよびＮｂは、硬質炭化物を形成し、硬さおよび耐摩耗性を向上させるとともに、焼入れ時の結晶粒の粗大化を抑制する効果があり、靭性の向上に寄与するが、一方で、０．２％より多いと、粗大な炭窒化物を形成し靱性および被削性を悪化する。そこで、Ｖ＋Ｎｂ／２（ＶおよびＮｂのうちのいずれか１種または２種）は０．２％以下とし、望ましくは０．１〜０．２％とする。

Ｈ＝０．６０＋１３．２０×Ｃ−０．８６Ｍｎ＋２．１３Ｎｉ＋１．５７Ｍｏ−１５．６７×Ｖで示されるＨが、Ｈ≦８．８
Ｈは８．８より大きいと、軟化抵抗性を向上させるＭ₂Ｃ型、Ｍ₆Ｃ型、あるいはＭＣ型などの析出炭化物を充分に析出せず、軟化抵抗性が低くなる。そこで、Ｈは８．８以下とし、望ましくはＨは８．５以下とする。

Ａ＝−１２．９０−４６．９２×Ｃ＋２９．６１×Ｍｎ＋２２．１８×Ｎｉ＋１５．３７Ｃｒ−２１．９５Ｍｏで示されるＡが、Ａ：０〜３８
Ａは０より小さいと、鋼を鋳込んだときに合金元素の偏析が生じやすい。この合金元素の偏析は焼入れ焼戻し後の被削性を低下させるだけでなく、靭性の低下も招く。そこで、Ａは０以上とする。一方、Ａは３８よりも大きくなると、焼なまし処理時にオーステナイト組織からフェライト＋球状炭化物からなる組織への変態が起こりにくくなり、焼なまし後のミクロ組織が部分的にフェライトと球状炭化物との組織およびベイナイトの組織との混晶組織になり、合金元素の分布が不均一となる。この合金元素の分布の不均一さは、焼入れ焼戻し後の被削性を低下させ、さらに加えて、焼入れ焼戻し後の金型内に部分的に弱い組織を形成しやすくなり、靭性の低下を招く。そこで、Ａは０〜３８とする。

Ｒ＝Ｃｒ／（Ｍｏ＋Ｗ／２）で示されるＲが、Ｒ≦１．４５
Ｒが１．４５より大きいと、析出する炭化物が、軟化抵抗性を向上させるＭｏやＶ系の炭化物であるＭ₂Ｃ、Ｍ₆Ｃや、ＭＣではなく、軟化抵抗性を低下させるＣｒ系炭化物であるＭ₇Ｃ₃やＭ₂₃Ｃ₆が多く生じるようになる。そこで、軟化抵抗性を向上させるために、Ｒは１．４５以下とする。

請求項３に係る発明は、請求項１または２に記載の高靱性熱間工具鋼において、焼入れ焼戻し後の鋼材中に析出しているＭ₂ＣとＭ₆ＣとＭＣからなる円相当半径１μｍ以下である炭化物の数：１００００μｍ²当たり１００個以上
焼入れ焼戻し後の鋼材中に析出しているＭ₂ＣとＭ₆ＣとＭＣからなる円相当半径１μｍ以下である炭化物の数は１００００μｍ²当たり１００個以上とする理由は、１００００μｍ²当たりのＭ₂ＣとＭ₆ＣとＭＣからなる炭化物の数が１００個以上となることで軟化抵抗性が高くなり、軟化が起こりにくくなるからである。ただし、円相当半径が１μｍを超える炭化物では軟化抵抗性への効果が現れない。

表１に記載する本発明例のＮｏ．１〜２１と表２に記載する比較例のＮｏ．２２〜４３の各化学成分からなる鋼の１００ｋｇを真空誘導溶解炉にて溶製し、これらの溶製した鋼を縦６０ｍｍ、横６０ｍｍの角材に鍛伸し、次いで砂に埋めて徐冷した。その後、さらに８０５℃に加熱して550℃以下まで徐冷した後に空冷して常温まで冷まし、さらに６００℃に加熱して空冷する焼なまし処理を行った。さらに、９５０℃に加熱して油冷する焼入れ処理を行ない、その後５００〜６００℃に加熱し、空冷を２回以上繰り返す焼戻処理を行ない、硬さを４６ＨＲＣに調整した。

ＭＣ、Ｍ₂Ｃ、Ｍ₆Ｃからなる炭化物の数は以下のようにして求めた。先ず、焼入れ焼戻し後の鋼材の中心部より縦１５ｍｍ、横１５ｍｍ、長さ１５ｍｍの試験片を割出し、この割り出した試験片からなる供試材を鏡面研磨し、次に重クロム酸カリウム水溶液中で電解腐食することにより、ＭＣからなる炭化物を黒色に腐食した後、画像解析装置を使用し、１００μｍ×１００μｍ中のＭＣからなる炭化物の面積および個数を測定して、平均円相当半径１μｍ以下のＭＣからなる炭化物の１００００μｍ²当たりの個数を求めた。

次いで、上記と同様に割り出した試験片からなる供試材を鏡面研磨し、さらに村上試薬によりＭ₂Ｃからなる炭化物を黒色に腐食した後、画像解析装置を使用し、１００μｍ×１００μｍ中のＭ₂Ｃからなる炭化物の面積および個数を測定して、平均円相当半径が１μｍ以下のＭ₂Ｃからなる炭化物の１００００μｍ²当たりの個数を求めた。

さらに、次いで、上記と同様に割り出した試験片からなる供試材を鏡面研磨し、さらに水酸化ナトリウム水溶液中で電解腐食することによりＭ₆Ｃからなる炭化物を黒色に腐食した後、画像解析装置を使用し、１００μｍ×１００μｍ中のＭ₆Ｃからなる炭化物の面積および個数を測定して、平均円相当半径が１μｍ以下のＭ₆Ｃからなる炭化物の１００００μｍ²当たりの個数を求めた。

上記における各供試材であるＭＣ、Ｍ₂Ｃ、Ｍ₆Ｃからなる炭化物について、それぞれ任意の２０視野で測定し、平均円相当半径が１μｍ以下のＭＣ、Ｍ₂Ｃ、Ｍ₆Ｃからなる炭化物の１００００μｍ²当たりの平均個数を求めた。これらで得られた１μｍ²以下であるＭＣ、Ｍ₂Ｃ、Ｍ₆Ｃからなる炭化物の個数の平均値を、表３の炭化物数（個／１００００μｍ²）の欄に示す。

焼なまし後のベイナイト組織率（％）は、焼なまし後の材料の中周部より縦１５ｍｍ、横１５ｍｍ、長さ１５ｍｍの試験片を割出し、この試験片についてナイタールで組織を現出させ、ベイナイトが見られない場合は◎、ベイナイトが５％未満の場合は○、ベイナイトが５％以上の場合は×として、表３に示した。

被削性は、焼入れ焼戻し試料より、角６０ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を用意し、厚さ６０ｍｍで、幅６０ｍｍおよび長さ１００ｍｍの面に対して、５本の高速度工具鋼材であるＪＩＳ鋼種であるＳＫＨ５１製のドリルを用いて穿孔し、１０ｍｍ穿孔するまでに要した時間の平均で、評価した。このドリル穿孔は新品の径８ｍｍのＳＫＨ５１製のドリルを用い、回転速度２３．２ｍ／ｍｉｎ、推力７０ｋｇの条件で行った。ＳＫＤ６１に対する平均穿孔時間は１０５秒、ＪＩＳの鋼種の合金工具鋼材であるＳＫＴ４に対する平均穿孔時間は７５秒であったことから、７５秒以下である場合は、本発明の熱間工具鋼は、ＳＫＴ４並の被削性があるとして◎とし、７５〜９０秒であればＳＫＤ６１に比べ被削性があるとして○とし、９０秒より遅い場合は、被削性が悪いとして×として評価し、これらを表３に示した。

軟化抵抗性は、焼入れ焼戻し試料の中周部より縦１５ｍｍ、横１５ｍｍ、長さ１５ｍｍを割出し、この割出した試験片を６００℃で３０時間加熱保持した後、空冷し、硬さを測定した。軟化抵抗性は初期硬さからの硬度差、すなわち上記のＳＫＤ６１における初期硬度である４７ＨＲＣから上記の６００℃で３０時間加熱保持した後のＨＲＣ硬度を引いた値で評価した。ＳＫＤ６１の場合は硬度差が１０であるから、硬度差が８未満の場合は、本発明の熱間工具鋼は、高い軟化抵抗性があると判断して◎、８〜９の場合は軟化抵抗性があると判断して○、１０以上の場合は、軟化抵抗性が低いと判断して×と評価し、これらを表３に示した。

靭性は、焼入れ焼戻し試料中心部から縦１０ｍｍ、横５５ｍｍ、長さ１０ｍｍからなる２ｍｍＵノッチのシャルピー試験片を割出し、この試験片についての衝撃値の測定を行った。一般的に熱間鍛造に使用される工具鋼のＪＩＳ鋼種であるＳＫＤ６１は、４７ＨＲＣで４０Ｊ／ｃｍ²の衝撃値が得られるため、５０Ｊ／ｃｍ²より高い衝撃値が得られれば◎、４５〜５０Ｊ／ｃｍ²以上であれば○、４５Ｊ／ｃｍ²以下であれば低靭性として×と評価し、これらを表３にシャルピー衝撃値として示した。

表１の本発明例のＮｏ．１〜２１は、いずれも表３の１００００μｍ²における炭化物の個数が１００個以上であり、焼きなまし時に部分的に生じるベイナイト混晶組織の中のベイナイト量が５％より多くなく、組織が均一であるので、被削性が良好であり、軟化抵抗性に優れた高靱性熱間工具鋼となっている。

以上の本発明例に対して、比較例のＮｏ．２２は、表２のＣｒが２．０％で本発明の上限値よりもやや多く、かつ式Ａの値が６２、式Ｒの値が１．８２で、これらは本発明の上限値よりも高く、表３に示すように、炭化物数が６７個で本発明の下限値の１００個より少ないので軟化抵抗性が×であり、さらにベイナイト率、被削性および靱性を示すシャルピー衝撃値が×である。比較例のＮｏ．２３は、表２のＭｏ＋Ｗ／２が１．０％で、僅かであるが本発明の下限値の１．０％超より少なく、また、表２の式Ｒの値が１．７０で本発明の上限値の１．４５より高いので、表３に示すように、軟化抵抗性が×で悪い。

比較例のＮｏ．２４は、表２のＭｏ＋Ｗ／２が０．５％で本発明の１．８％より低く、式Ａの値が４２で本発明の上限値の３８よりも高く、式Ｒの値が２．８０で本発明の上限値の１．４５よりも高く、表３に示すように、炭化物数が６０個で本発明の下限値の１００個より少ないので軟化抵抗性が×で、また、ベイナイト率、被削性、靱性を示すシャルピー衝撃値も×で悪い。比較例のＮｏ．２５は、表２の式Ａの値が−８で本発明の下限値０のよりも低いので、表３に示すように、被削性および靱性を示すシャルピー衝撃値が×で悪い。

比較例のＮｏ．２６は、表２のＳｉが０．３０％で本発明の下限値よりも僅かに少ないので、表３に示すように、被削性が×で悪い。比較例のＮｏ．２７は、表２のＣが０．８０％で本発明の上限値の０．４５％より多く、式Ｈの値が１２．８で本発明の上限値の８．８より高く、式Ａの値が−１９で本発明の下限値の０より低く、表３に示すように、炭化物個数が３０個で本発明の下限値の１００個より少ないので軟化抵抗性が×で、また、被削性および靱性を示すシャルピー衝撃値が共に×で悪い。

比較例のＮｏ．２８は、表２のＣｒが２．０％で本発明の上限値の２．０％未満を僅かであるが超えており、式Ｈの値が９．２で本発明の上限値の８．８よりも高く、表３に示すように、炭化物数が６６個で本発明の下限値の１００個より少ないので軟化抵抗性が×で、また靱性を示すシャルピー衝撃値が×で悪い。比較例のＮｏ．２９は、表２の式Ａの値が４０で本発明の上限値の３８よりも高いので、表３に示すように、被削性および靱性を示すシャルピー衝撃値が×で悪い。

比較例のＮｏ．３０は、表２のＳｉが１．２５％で本発明の上限値の１．０％より多いので、表３に示すように、靱性を示すシャルピー衝撃値が×で悪い。比較例のＮｏ．３１は、表２のＭｏ＋Ｗ／２が１．０％で、僅かであるが本発明の下限値の１．０％超より少なく、式Ｈの値が９．０で本発明の値の８．８より高く、表３に示すように、炭化物個数が６３個で本発明の下限値の１００個より少ないので軟化抵抗性が×で悪い。

さらに、比較例のＮｏ．３２は、表２の式Ａの値が−１０で本発明の下限値０のよりも低いので、表３に示すように、被削性および靱性を示すシャルピー衝撃値が共に×で悪い。比較例のＮｏ．３３は、表２の式Ｈの値が１１．１で本発明の上限値の８．８より高く、表３に示すように、炭化物数が５５個で本発明の１００個より少ないので、軟化抵抗性が×で悪い。比較例のＮｏ．３４は、表２のＭｏ＋Ｗ／２が０．６％で本発明の下限値の１．０％超より少なく、Ｖ＋Ｎｂ／２が０．３％で本発明の上限値の０．２％より多く、式Ａの値が４５で本発明の上限値の３８より高く、さらに、式Ｒの値が２．５６で本発明の上限値の１．４５より高いので、表３に示すように、ベイナイト率、被削性、軟化抵抗性および靱性を示すシャルピー衝撃値の全てが×で悪い。

１．０例のＮｏ．３５は、表２のＶ＋Ｎｂ／２が１．０％で本発明の上限値の０．２％より多いので、表３に示すように靱性を示すシャルピー衝撃値が×で悪い。比較例のＮｏ．３６は、表２のＭｎが２．０％で本発明の上限値の１．５％より多く、表３の靱性を示すシャルピー衝撃値が×で悪い。比較例のＮｏ．３７は、表２のＭｏ＋Ｗ／２が２．４％で本発明の１．８％より多く、式Ｈの値が９．１で本発明の上限値の８．８より高いので、表３に示すように、軟化抵抗性および靱性を示すシャルピー衝撃値が共に×で悪い。

比較例のＮｏ．３８は、表２のＣｒが１．０％で本発明の下限値の１．４％より低く、さらにＭｏ＋Ｗ／２の値が０．３％で本発明の下限値の１．０％超よりも低く、式Ａの値が４０で本発明の上限値の３８よりも高く、式Ｒの値が３．０６で本発明の上限値の１．４５よりも高いので、表３の炭化物数が８７個で本発明の１００個より少ないので、軟化抵抗性が×で、さらに、ベイナイト率、被削性、および靱性を示すシャルピー衝撃値が共に×で悪い。

比較例のＮｏ．３９は、表２のＣｒが１．３％で本発明の下限値の１．４％より低く、式Ａの値が−７で本発明の下限値の０よりも低く、表３に示すように被削性および靱性を示すシャルピー衝撃値が共に×で悪い。比較例のＮｏ．４０は、表２のＮｉが０．０％で本発明の下限値の０．６％よりも少なく、したがって、表３に示すように靱性を示すシャルピー衝撃値が×で悪い。

比較例のＮｏ．４１は、表２の式Ｈの値が９．４で本発明の上限値の８．８より高く、表３に示すように、炭化物数が６５個で本発明の１００個より少ないので、軟化抵抗性が×である。比較例のＮｏ．４２は、表２のＮｉが２．０％で本発明の上限値より多く、式Ｈの値が１０．５で本発明の上限値の８．８より高く、かつ式Ａの値が４１で本発明の上限値の３８よりも多いために、表３に示すように炭化物個数が５６個で本発明の１００個よりも少ないので軟化抵抗性が×であり、さらに、ベイナイト率、被削性および靱性を示すシャルピー衝撃値の全てが×で悪い。比較例のＮｏ．４３は、表２のＮが０．０５０％であり、不純物として残存する量より遙かに多くＮが添加された鋼であるため、式Ｈ、式Ａ、式Ｒの値が全て本発明の範囲内であるものの、表３に示すように靱性を示すシャルピー衝撃値が×で悪い。

以上、本発明により、特に大型製品の鍛造に使用される金型において、金型仕上加工時の被削性が良く、また使用中のヒートクラック、大割れ、あるいは軟化による摩耗、へたりを著しく改善することを可能とした極めて優れた高強度高靱性の熱間工具鋼を提供するものである。

特許出願人山陽特殊製鋼株式会社
代理人弁理士椎名彊

Claims

化学成分が質量％で、
Ｃ：０．３０〜０．４５％、
Ｓｉ：０．３超〜１．０％．
Ｍｎ：０．６〜１．５％、
Ｎｉ：０．６〜１．８％、
Ｃｒ：１．４〜２．０％未満、
更にＭｏ、Ｗは、いずれか１種または２種がＭｏ＋Ｗ／２：１．０超〜１．８％、
Ｖ、Ｎｂは、いずれか１種または２種がＶ＋Ｎｂ／２：０．２％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
かつ式（１）から式（３）がそれぞれＨ≦８．８、Ａ：０〜３８、Ｒ≦１．４５であり、
焼入れ焼戻し後の鋼材中に析出しているＭ_２Ｃ、Ｍ_６ＣまたはＭＣからなる円相当半径１μｍ以下である炭化物数が１００００μｍ^２あたり１００個以上となることを特徴とする被削性および軟化抵抗性に優れた高靱性熱間工具鋼。
Ｈ＝０．６０＋１３．２０×Ｃ−０．８６×Ｍｎ＋２．１３×Ｎｉ＋１．５７×Ｍｏ−１５．６７×Ｖ・・・（式１）
Ａ＝−１２．９０−４６．９２×Ｃ＋２９．６１×Ｍｎ＋２２．１８×Ｎｉ＋１５．３７×Ｃｒ−２１．９５×Ｍｏ・・・（式２）
Ｒ＝Ｃｒ／（Ｍｏ＋Ｗ／２）・・・（式３）
請求項１に記載の不可避的不純物であるＮがＮ：≦０．０１５％であることを特徴とする被削性および軟化抵抗性に優れた高靱性熱間工具鋼。