JP7262502B2 - 冷間工具鋼および該鋼を用いた工具及び金型 - Google Patents
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Description
本発明は、冷間工具鋼と、この鋼を用いたプレス金型、鍛造金型、フォーミングロール、転造ダイス、刃物などの冷間工具や金型に関する。
冷間加工に供される被加工材は硬質で強度が高い。そこで、冷間工具および金型には高い硬度や耐摩耗性が必要である。従来は、冷間工具や金型用の鋼として、例えば、ＪＩＳで規定されているＳＫＤ１１やＳＫＤ１０が用いられている。これらのＪＩＳ鋼種は硬度や耐摩耗性に優れる一方で、粗大な一次炭化物が多量に存在するため靭性や疲労特性に劣り、割れや欠けに対する耐久性が不足する場合がある。
そこで、これまでに硬度・耐摩耗性と靭性・疲労特性とを兼備することを志向した提案がなされている。
そこで、これまでに硬度・耐摩耗性と靭性・疲労特性とを兼備することを志向した提案がなされている。
たとえば、既定の合金成分組成の鋼材を、焼入れ後、３００～５００℃で１回以上の焼戻しを行い、硬さ５５～６５ＨＲＣで、５～３５体積％の残留オーステナイトを平均粒径０．０１～２μｍに微細分散させることで疲労寿命に優れた冷間工具鋼を提供するものである（特許文献１参照。）。もっとも、偏析に関する考慮がなされておらず、未だ不十分である。
また、既定の合金成分組成の鋼材における炭化物サイズは５～１５μｍであり、それらの凝集部の凝集サイズが１００μｍ以下であり、焼入焼戻し状態でマルテンサイト組織に５～２０体積％の残留オーステナイト組織を残留させることを特徴とするものである（特許文献２参照。）。もっとも、一次炭化物の大きさや凝集サイズの制限だけでは不十分である。
また、既定の合金成分組成に加え、ＴＲＤ処理後の常温における固溶Ｃ量が０．４質量％以上であり、ＴＲＤ後の常温における一次炭化物面積率が５．５％以下であり、ＴＲＤ処理時のＦｅへのＣの固溶し易さの指標であるＫ１値を８．０以上としている（特許文献３参照。）。特許文献１と同じく偏析に関する考慮がなされておらず、不十分である。
他にも、７－１３％のＣｒを含有した冷間工具鋼の鋼塊を鍛伸後にソーキングする製造方法。一旦鍛伸することでＣｒの濃度勾配を大きくした状態でソーキングすることで拡散が進行し、偏析を軽減、衝撃特性を向上させる提案がある（特許文献４参照）。しかし、ＣとＭｏの偏析に対する改良の余地がある。
また、既定の合金成分組成に加え、円相当径が５．０μｍを超える炭化物Ａの面積率が１．０～３．０面積％であり、前記炭化物Ａを含まない９０μｍ×９０μｍの領域ににおいて、円相当径が０．１μｍを超えて２．０μｍ以下の炭化物Ｂの個数密度が６．０×１０5個／ｍｍ2以上９．０×１０5個／ｍｍ2未満であり、円相当径が０．１μｍを超えて０．４μｍ以下の炭化物Ｃの個数密度が５．０×１０5個／ｍｍ2以上７．５×１０5個／ｍｍ2未満であることを特徴とした高硬度で靭性に優れた冷間工具鋼が提案されている（特許文献５参照。）。この提案は非偏析部の炭化物個数密度を規定したにとどまっており、偏析部（濃化部）の検討をしたものではない。
上記の提案では、いずれも偏析が十分に考慮されていなかった。しかし偏析の度合いによってはこれらの発明を満足していても、未だ十分な靭性を備えていないものが含まれることとなる。十分な圧鍛を施しても、焼入焼戻しにおける二次炭化物の析出分布量に大きな差が生じ、亀裂・割れの伝播を助長することがある。そして、偏析が激しくなると、靭性を阻害する場合がある。そこで、本発明の目的は、圧鍛などの加工後の偏析を抑えて、硬度と靭性を兼ね備えることのできる冷間工具鋼及びこの鋼を用いた金型と工具を提供することである。
上述したような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、以下に示すように合金成分範囲ならびに関係式を規定することで、十分な硬度が得られるうえに優れた靭性も兼備しうる冷間工具鋼および金型、工具が得られることを見出した。
すなわち、課題を解決するための第１の手段は、
質量％で、
Ｃ：０．６０～１．００％、
Ｓｉ：０．５０～１．３０％、
Ｍｎ：０．２０～０．７０％、
Ｃｒ：５．０～１２．０％、
Ｍｏ：０．５０～３．００％、
Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５０～３．００％（なお、Ｗは任意的成分である。）、
Ｖ：０．１０～１．００％、
残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
鍛錬成形比４．０Ｓ以上に圧鍛したときに
式（１）：α＝（［Ｃｒ］ａ－［Ｃｒ］ｂ）／［Ｃｒ］
式（２）：β＝（［Ｍｏ＋０．５Ｗ］ａ－［Ｍｏ＋０．５Ｗ］ｂ）／［Ｍｏ＋０．５Ｗ］
式（３）：γ＝（［Ｃ］ａ－Ｃｅｑａ）－（［Ｃ］ｂ－Ｃｅｑｂ）
における式（１）の値αが０．８以下、式（２）の値βが１．４以下、式（３）の値γが１．０以下となる、冷間工具鋼である。
ただし、式（１）～（３）中の［ ］の元素表記は、
鍛錬成形比４．０Ｓ以上に圧鍛したときの中周部（Ｄ／４部）における、
［元素］ ：当該元素の添加質量％、
［元素］ａ：当該元素の濃化部の質量％、
［元素］ｂ：当該元素の非濃化部の質量％、のことであり、
Ｃ当量のＣｅｑａ及びＣｅｑｂは、
Ｃｅｑａ＝０．０６×［Ｃｒ］ａ＋０．０６３×［Ｍｏ］ａ＋０．０３３×［Ｗ］ａ＋０．２×［Ｖ］ａ、
Ｃｅｑｂ＝０．０６×［Ｃｒ］ｂ＋０．０６３×［Ｍｏ］ｂ＋０．０３３×［Ｗ］ｂ＋０．２×［Ｖ］ｂ、
であり、
ここに濃化部とは偏析部の断面組織において面積が２０μｍ2以上の一次炭化物を含まない基地部（マトリクス）をいう。
質量％で、
Ｃ：０．６０～１．００％、
Ｓｉ：０．５０～１．３０％、
Ｍｎ：０．２０～０．７０％、
Ｃｒ：５．０～１２．０％、
Ｍｏ：０．５０～３．００％、
Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５０～３．００％（なお、Ｗは任意的成分である。）、
Ｖ：０．１０～１．００％、
残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
鍛錬成形比４．０Ｓ以上に圧鍛したときに
式（１）：α＝（［Ｃｒ］ａ－［Ｃｒ］ｂ）／［Ｃｒ］
式（２）：β＝（［Ｍｏ＋０．５Ｗ］ａ－［Ｍｏ＋０．５Ｗ］ｂ）／［Ｍｏ＋０．５Ｗ］
式（３）：γ＝（［Ｃ］ａ－Ｃｅｑａ）－（［Ｃ］ｂ－Ｃｅｑｂ）
における式（１）の値αが０．８以下、式（２）の値βが１．４以下、式（３）の値γが１．０以下となる、冷間工具鋼である。
ただし、式（１）～（３）中の［ ］の元素表記は、
鍛錬成形比４．０Ｓ以上に圧鍛したときの中周部（Ｄ／４部）における、
［元素］ ：当該元素の添加質量％、
［元素］ａ：当該元素の濃化部の質量％、
［元素］ｂ：当該元素の非濃化部の質量％、のことであり、
Ｃ当量のＣｅｑａ及びＣｅｑｂは、
Ｃｅｑａ＝０．０６×［Ｃｒ］ａ＋０．０６３×［Ｍｏ］ａ＋０．０３３×［Ｗ］ａ＋０．２×［Ｖ］ａ、
Ｃｅｑｂ＝０．０６×［Ｃｒ］ｂ＋０．０６３×［Ｍｏ］ｂ＋０．０３３×［Ｗ］ｂ＋０．２×［Ｖ］ｂ、
であり、
ここに濃化部とは偏析部の断面組織において面積が２０μｍ2以上の一次炭化物を含まない基地部（マトリクス）をいう。
その第２の手段は、第１の手段に記載の冷間工具鋼を用いた工具である。
その第３の手段は、第１の手段に記載の冷間工具鋼を用いた金型である。
本発明の手段による冷間工具鋼は、偏析が抑制されているので、この鋼を焼入焼戻しすると、硬さは６１．０ＨＲＣ以上であって、かつ、シャルピー衝撃値が１５．０Ｊ／ｃｍ2以上となり靭性と硬さとが両立しうることとなる。
本発明の実施の形態の説明に先立って、まず、本発明の冷間工具鋼の成分組成を規定する理由、及び、式（１）～（３）を規定する理由について説明する。なお、成分組成の％は質量％をいう。
Ｃ：０．６０～１．００％
Ｃは、鋼中への固溶および炭化物形成にて工具鋼に必要な高硬さを付与させる成分である。この観点からＣは少なくとも０．６０％は必要である。Ｃは１．００％を超えると、粗大炭化物を多く形成し易くなり、濃化部の偏析を助長し、靭性を低下させる。そこで、Ｃは０．６０～１．００％とする。好ましくはＣは０．７０～０．９０％である。
Ｃは、鋼中への固溶および炭化物形成にて工具鋼に必要な高硬さを付与させる成分である。この観点からＣは少なくとも０．６０％は必要である。Ｃは１．００％を超えると、粗大炭化物を多く形成し易くなり、濃化部の偏析を助長し、靭性を低下させる。そこで、Ｃは０．６０～１．００％とする。好ましくはＣは０．７０～０．９０％である。
Ｓｉ：０．５０～１．３０％
Ｓｉは製鋼での脱酸効果、焼入性、固溶強化に寄与する成分である。この観点からＳｉは少なくとも０．５０％は必要である。Ｓｉは１．３０％を超えると靭性が低下する。そこで、Ｓｉは０．５０～１．３０％とする。好ましくはＳｉは０．６０～１．２０％である。
Ｓｉは製鋼での脱酸効果、焼入性、固溶強化に寄与する成分である。この観点からＳｉは少なくとも０．５０％は必要である。Ｓｉは１．３０％を超えると靭性が低下する。そこで、Ｓｉは０．５０～１．３０％とする。好ましくはＳｉは０．６０～１．２０％である。
Ｍｎ：０．２０～０．７０％
Ｍｎは製鋼での脱酸効果、焼入性に寄与する成分である。この観点からＭｎは少なくとも０．２０％は必要である。Ｍｎは０．７０％を超えると靭性が低下する。そこで、Ｍｎは、０．２０～０．７０％である。好ましくはＭｎは０．２５～０．６０％である。
Ｍｎは製鋼での脱酸効果、焼入性に寄与する成分である。この観点からＭｎは少なくとも０．２０％は必要である。Ｍｎは０．７０％を超えると靭性が低下する。そこで、Ｍｎは、０．２０～０．７０％である。好ましくはＭｎは０．２５～０．６０％である。
Ｃｒ：５．０～１２．０％
Ｃｒは焼入性の向上と焼戻硬さの確保に必要な成分である。Ｃｒが５．０％未満であると、これらの効果が不十分である。他方、Ｃｒが１２．０％を超えると、粗大炭化物を多く形成し易くなり、濃化部の偏析を助長し、靭性を低下させる。そこで、Ｃｒは５．０～１２．０％である。好ましくはＣｒは６．５～１０．０％である。さらに、より好ましくは、Ｃｒは６．９～９．０％である。
Ｃｒは焼入性の向上と焼戻硬さの確保に必要な成分である。Ｃｒが５．０％未満であると、これらの効果が不十分である。他方、Ｃｒが１２．０％を超えると、粗大炭化物を多く形成し易くなり、濃化部の偏析を助長し、靭性を低下させる。そこで、Ｃｒは５．０～１２．０％である。好ましくはＣｒは６．５～１０．０％である。さらに、より好ましくは、Ｃｒは６．９～９．０％である。
Ｍｏ：０．５０～３．００％であって、かつ、Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５０～３．００％（なお、Ｗは任意的成分。）
Ｍｏは焼入性改善と、焼戻硬さ向上に寄与する成分である。ＷはＭｏと似た効果を奏し、焼入性改善と、焼戻硬さ向上に寄与する任意的付加的成分である。ＷがＭｏと同様の効果を得るためには、ＷはＭｏの１／２の量で換算してＭｏと置換することができる。そこで、Ｍｏ単体であってもよいが、ＭｏにＷが組み合わさってもよい。それらの効果を得るためには、Ｍｏ＋１／２Ｗは少なくとも０．５０％は必要である。Ｍｏ＋１／２Ｗは３．０％を超えると左記の効果は飽和し、過剰添加は濃化部の偏析を助長し、靭性を低下させる。そこで、Ｍｏ＋１／２Ｗの合計量は、０．５０～３．００％であり、好ましくは、０．７０～２．５０％であり、さらに、より好ましくは、１．００～２．２０％である。なおＭｏのみの場合は、Ｍｏは０．５０～３．００％である。好ましくはＭｏは、０．７０～２．５０％であり、さらに、より好ましくは、Ｍｏは１．００～２．２０％である。
Ｍｏは焼入性改善と、焼戻硬さ向上に寄与する成分である。ＷはＭｏと似た効果を奏し、焼入性改善と、焼戻硬さ向上に寄与する任意的付加的成分である。ＷがＭｏと同様の効果を得るためには、ＷはＭｏの１／２の量で換算してＭｏと置換することができる。そこで、Ｍｏ単体であってもよいが、ＭｏにＷが組み合わさってもよい。それらの効果を得るためには、Ｍｏ＋１／２Ｗは少なくとも０．５０％は必要である。Ｍｏ＋１／２Ｗは３．０％を超えると左記の効果は飽和し、過剰添加は濃化部の偏析を助長し、靭性を低下させる。そこで、Ｍｏ＋１／２Ｗの合計量は、０．５０～３．００％であり、好ましくは、０．７０～２．５０％であり、さらに、より好ましくは、１．００～２．２０％である。なおＭｏのみの場合は、Ｍｏは０．５０～３．００％である。好ましくはＭｏは、０．７０～２．５０％であり、さらに、より好ましくは、Ｍｏは１．００～２．２０％である。
Ｖ：０．１０～１．００％
Ｖは焼戻し時に微細かつ硬質な析出硬化物を形成し二次硬化に寄与する成分である。その効果を得るためにはＶは少なくとも０．１０％は必要である。他方、Ｖは１．００％を超えると、過剰となって粗大炭化物の形成を促し、靭性の低下を招く。そこで、Ｖは０．１０～１．００％とする。好ましくはＶは０．２０～０．８０％である。さらに、より好ましくは、Ｖは０．４０～０．７０％である。
Ｖは焼戻し時に微細かつ硬質な析出硬化物を形成し二次硬化に寄与する成分である。その効果を得るためにはＶは少なくとも０．１０％は必要である。他方、Ｖは１．００％を超えると、過剰となって粗大炭化物の形成を促し、靭性の低下を招く。そこで、Ｖは０．１０～１．００％とする。好ましくはＶは０．２０～０．８０％である。さらに、より好ましくは、Ｖは０．４０～０．７０％である。
鍛錬成形比４．０Ｓ以上に圧鍛したときに
式（１）：α＝（［Ｃｒ］ａ－［Ｃｒ］ｂ）／［Ｃｒ］
式（２）：β＝（［Ｍｏ＋０．５Ｗ］ａ－［Ｍｏ＋０．５Ｗ］ｂ）／［Ｍｏ＋０．５Ｗ］
式（３）：γ＝（［Ｃ］ａ－Ｃｅｑａ）－（［Ｃ］ｂ－Ｃｅｑｂ）
における式（１）の値αが０．８以下、式（２）の値βが１．４以下、式（３）の値γが１．０以下となる、冷間工具鋼である。
ただし、式（１）～（３）中の［ ］の元素表記は、
鍛錬成形比４．０Ｓ以上に圧鍛したときの中周部（Ｄ／４部）における、
［元素］ ：当該元素の添加質量％、
［元素］ａ：当該元素の濃化部の質量％、
［元素］ｂ：当該元素の非濃化部の質量％、のことであり、
濃化部と非濃化部のＣｅｑ（Ｃ当量）は、それぞれ
Ｃｅｑａ＝０．０６×［Ｃｒ］ａ＋０．０６３×［Ｍｏ］ａ＋０．０３３×［Ｗ］ａ＋０．２×［Ｖ］ａ、
Ｃｅｑｂ＝０．０６×［Ｃｒ］ｂ＋０．０６３×［Ｍｏ］ｂ＋０．０３３×［Ｗ］ｂ＋０．２×［Ｖ］ｂ。
ここで、濃化部とは、偏析部の断面組織において面積が２０μｍ2以上の一次炭化物を含まない基地部（マトリクス）のことをいう。
さて、上に示した式（１）、式（２）、式（３）は、圧鍛した際のＣｒ、Ｍｏ＋０．５Ｗ、Ｃの濃化部と非濃化部における濃度の違い、すなわち偏析度合いを表すものである。それぞれの式で規定する上限値を超えると、偏析が激しくなり、靭性を阻害することとなる。焼入焼戻しにおける二次炭化物の析出分布量に大きな差が生じ、亀裂・割れの伝播を助長するからである。そこで、式（１）の値は、０．８以下とする。好ましくは、式（１）の値は０．７以下である。また、式（２）の値は１．４以下とする。好ましくは式（２）は１．２以下である。また、式（３）の値は１．０以下とする。好ましくは式（３）は０．８以下である。
式（１）：α＝（［Ｃｒ］ａ－［Ｃｒ］ｂ）／［Ｃｒ］
式（２）：β＝（［Ｍｏ＋０．５Ｗ］ａ－［Ｍｏ＋０．５Ｗ］ｂ）／［Ｍｏ＋０．５Ｗ］
式（３）：γ＝（［Ｃ］ａ－Ｃｅｑａ）－（［Ｃ］ｂ－Ｃｅｑｂ）
における式（１）の値αが０．８以下、式（２）の値βが１．４以下、式（３）の値γが１．０以下となる、冷間工具鋼である。
ただし、式（１）～（３）中の［ ］の元素表記は、
鍛錬成形比４．０Ｓ以上に圧鍛したときの中周部（Ｄ／４部）における、
［元素］ ：当該元素の添加質量％、
［元素］ａ：当該元素の濃化部の質量％、
［元素］ｂ：当該元素の非濃化部の質量％、のことであり、
濃化部と非濃化部のＣｅｑ（Ｃ当量）は、それぞれ
Ｃｅｑａ＝０．０６×［Ｃｒ］ａ＋０．０６３×［Ｍｏ］ａ＋０．０３３×［Ｗ］ａ＋０．２×［Ｖ］ａ、
Ｃｅｑｂ＝０．０６×［Ｃｒ］ｂ＋０．０６３×［Ｍｏ］ｂ＋０．０３３×［Ｗ］ｂ＋０．２×［Ｖ］ｂ。
ここで、濃化部とは、偏析部の断面組織において面積が２０μｍ2以上の一次炭化物を含まない基地部（マトリクス）のことをいう。
さて、上に示した式（１）、式（２）、式（３）は、圧鍛した際のＣｒ、Ｍｏ＋０．５Ｗ、Ｃの濃化部と非濃化部における濃度の違い、すなわち偏析度合いを表すものである。それぞれの式で規定する上限値を超えると、偏析が激しくなり、靭性を阻害することとなる。焼入焼戻しにおける二次炭化物の析出分布量に大きな差が生じ、亀裂・割れの伝播を助長するからである。そこで、式（１）の値は、０．８以下とする。好ましくは、式（１）の値は０．７以下である。また、式（２）の値は１．４以下とする。好ましくは式（２）は１．２以下である。また、式（３）の値は１．０以下とする。好ましくは式（３）は０．８以下である。
表１の実施例Ｎｏ．１～１９、比較例Ｎｏ．２０～３２に示す成分組成と残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を、１トン真空誘導溶解炉にて溶製した後、鍛伸温度１１００～１２００℃で鍛錬成形比５．０Ｓとなる丸棒に鍛伸し、焼なましを行った。
偏析度合いの評価は、鍛伸材の直径の１／４の位置である中周部をＥＰＭＡ（Electron Prove Micro Analysis）にて分析した値を用いた。表２に、各成分の濃化部と、非濃化部の分析値を質量％で示す。なお、［元素］ａは、当該元素の濃化部のことであり、［元素］ｂは、当該元素の非濃化部のことである。濃化部とは、偏析部の断面組織において面積が２０μｍ2以上の一次炭化物を含まない基地部（マトリクス）のことをいう。
次に、実施例Ｎｏ．１～１９、比較例Ｎｏ．２０～３２について、式（１）＝（［Ｃｒ］ａ－［Ｃｒ］ｂ）／［Ｃｒ］、式（２）＝（［Ｍｏ＋０．５Ｗ］ａ－［Ｍｏ＋０．５Ｗ］ｂ）／［Ｍｏ＋０．５Ｗ］、式（３）＝（［Ｃ］ａ－Ｃｅｑａ）－（［Ｃ］ｂ－Ｃｅｑｂ）の値を、表３に示す。
焼なまし材中周部から適宜寸法の小片を切断し、焼入焼戻し処理を行った。その後、ロックウェル硬度計にて鋼材の硬さ（ＨＲＣ）を測定した。次いで、焼なまし材中周部から鍛伸材長手方向と平行にシャルピー衝撃試験片（１０Ｒ－Ｃノッチ）を作製し、シャルピー衝撃試験にて靭性を評価した。評価結果を表４に示す。
※１：計算値評価は、表３の数値において、本発明の望ましい請求範囲を満たすものを「Ａ」、請求範囲を満たすものを「Ｂ」、請求範囲を外れるものを「Ｃ」とした。
※２：硬さの単位はＨＲＣ。１０３０℃で３０分保持後に空冷による焼入れを実施。その後、５００～５７０℃で６０分保持後に空冷する焼戻しを２回繰り返した。
それらの硬さをロックウェル硬度計で測定し、最高硬さによる評価を行った。Ａ＋、Ａ、Ｂ、Ｃの順に高い硬度を有する。６１．０ＨＲＣ以上を「Ａ」とし、特に６３．０ＨＲＣ以上を「Ａ＋」と評価した。６０．０ＨＲＣ以上６１．０ＨＲＣ未満は「Ｂ」、６０．０ＨＲＣ未満は「Ｃ」と評価した。
※３：靭性はシャルピー衝撃試験にて評価した。試験片形状は１０Ｒ－２ｍｍＣノッチ試験片とした。Ａ＋、Ａ、Ｃの順に優れた靭性を有する。焼なまし材中周部より、鍛伸材長手方向と平行に約１５ｍｍ×１５ｍｍ×６０ｍｍの素材を割出し、最高硬さが得られた条件で焼入焼戻しを実施した。１５．０Ｊ／ｃｍ2以上を「Ａ」とし、特に２２．０Ｊ／ｃｍ2以上を「Ａ＋」と評価した。１５．０Ｊ／ｃｍ2未満は「Ｃ」と評価した。
※２：硬さの単位はＨＲＣ。１０３０℃で３０分保持後に空冷による焼入れを実施。その後、５００～５７０℃で６０分保持後に空冷する焼戻しを２回繰り返した。
それらの硬さをロックウェル硬度計で測定し、最高硬さによる評価を行った。Ａ＋、Ａ、Ｂ、Ｃの順に高い硬度を有する。６１．０ＨＲＣ以上を「Ａ」とし、特に６３．０ＨＲＣ以上を「Ａ＋」と評価した。６０．０ＨＲＣ以上６１．０ＨＲＣ未満は「Ｂ」、６０．０ＨＲＣ未満は「Ｃ」と評価した。
※３：靭性はシャルピー衝撃試験にて評価した。試験片形状は１０Ｒ－２ｍｍＣノッチ試験片とした。Ａ＋、Ａ、Ｃの順に優れた靭性を有する。焼なまし材中周部より、鍛伸材長手方向と平行に約１５ｍｍ×１５ｍｍ×６０ｍｍの素材を割出し、最高硬さが得られた条件で焼入焼戻しを実施した。１５．０Ｊ／ｃｍ2以上を「Ａ」とし、特に２２．０Ｊ／ｃｍ2以上を「Ａ＋」と評価した。１５．０Ｊ／ｃｍ2未満は「Ｃ」と評価した。
（焼入焼戻し硬さ）
各試験片について、１０３０℃で３０分保持後に空冷による焼入れを実施した。その後、５００～５７０℃で６０分保持後に空冷する焼戻しを２回繰り返した。
それらの硬さをロックウェル硬度計で測定し、最高硬さによる評価を行った。Ａ＋、Ａ、Ｂ、Ｃの順に高い硬度を有する。６１．０ＨＲＣ以上を「Ａ」とし、特に６３．０ＨＲＣ以上を「Ａ＋」と評価した。６０．０ＨＲＣ以上６１．０ＨＲＣ未満は「Ｂ」、６０．０ＨＲＣ未満は「Ｃ」と評価した。
各試験片について、１０３０℃で３０分保持後に空冷による焼入れを実施した。その後、５００～５７０℃で６０分保持後に空冷する焼戻しを２回繰り返した。
それらの硬さをロックウェル硬度計で測定し、最高硬さによる評価を行った。Ａ＋、Ａ、Ｂ、Ｃの順に高い硬度を有する。６１．０ＨＲＣ以上を「Ａ」とし、特に６３．０ＨＲＣ以上を「Ａ＋」と評価した。６０．０ＨＲＣ以上６１．０ＨＲＣ未満は「Ｂ」、６０．０ＨＲＣ未満は「Ｃ」と評価した。
（靭性）
シャルピー衝撃試験にて靭性を評価した。試験片形状は１０Ｒ－２ｍｍＣノッチ試験片とした。Ａ＋、Ａ、Ｃの順に優れた靭性を有する。焼なまし材中周部より、鍛伸材長手方向と平行に約１５ｍｍ×１５ｍｍ×６０ｍｍの素材を割出し、最高硬さが得られた条件で焼入焼戻しを実施した。１５．０Ｊ／ｃｍ2以上を「Ａ」とし、特に２２．０Ｊ／ｃｍ2以上を「Ａ＋」と評価した。１５．０Ｊ／ｃｍ2未満は「Ｃ」と評価した。
シャルピー衝撃試験にて靭性を評価した。試験片形状は１０Ｒ－２ｍｍＣノッチ試験片とした。Ａ＋、Ａ、Ｃの順に優れた靭性を有する。焼なまし材中周部より、鍛伸材長手方向と平行に約１５ｍｍ×１５ｍｍ×６０ｍｍの素材を割出し、最高硬さが得られた条件で焼入焼戻しを実施した。１５．０Ｊ／ｃｍ2以上を「Ａ」とし、特に２２．０Ｊ／ｃｍ2以上を「Ａ＋」と評価した。１５．０Ｊ／ｃｍ2未満は「Ｃ」と評価した。
実施例のＮｏ．１～１９は本発明鋼の成分組成の冷間工具鋼であって、表３、表４に示すように式（１）～（３）の値も満足しており偏析が抑えられている。そこで、発明鋼を用いると、焼入焼戻し後に、６１．０ＨＲＣ以上の十分な硬度が得られる一方で、１５．０Ｊ／ｃｍ2以上のシャルピー衝撃値を示し優れた靭性も有するものとなる。
一方、比較鋼Ｎｏ．２０～３２では、表４に示すとおり、硬さと靭性の双方は両立できないものとなった。
比較例Ｎｏ．２０とＮｏ．２１はＳＫＤ１１鋼であるところ、Ｃが過多であることから、粗大な一次炭化物の凝集に加え、偏析度合いも顕著であるために靭性が低いものとなった。なお、５００～５７０℃での焼戻しでは、６０ＨＲＣ程度の硬さにとどまることとなった。
比較鋼Ｎｏ．２２はＣ量が過多であるため、非常に高い硬度が得られる一方で、式（１）の値が示すように、Ｃｒの偏析を助長し靭性が低いものとなった。
比較鋼Ｎｏ．２３はＣ量が過少であるため、十分な硬度が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．２４はＳｉ量が過多であるため、マトリクスの延性が低下し、十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．２５はＭｎ量が過多であるため、マトリクスが脆化し、十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．２６はＣｒ量が過少であるため、十分な硬度が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．２７はＣｒ量が過多であるため、式（１）の値が示すようにＣｒの偏析が顕著になり、靭性が低いものとなった。
比較鋼Ｎｏ．２８はＭｏ量が過多であるため、式（２）の値が示すようにＭｏの偏析が顕著になり、靭性が低いものとなった。
比較鋼Ｎｏ．２９はＭｏ量が過少であるため、十分な硬度が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．３０はＶ量が過少であるため、十分な硬度が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．３１はＶ量が過多であるため、十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．３２の化学成分値は本発明の範囲内であるが、式（１）の値が示すように偏析度合いが大きく、靭性が不足するものとなった。
比較例Ｎｏ．２０とＮｏ．２１はＳＫＤ１１鋼であるところ、Ｃが過多であることから、粗大な一次炭化物の凝集に加え、偏析度合いも顕著であるために靭性が低いものとなった。なお、５００～５７０℃での焼戻しでは、６０ＨＲＣ程度の硬さにとどまることとなった。
比較鋼Ｎｏ．２２はＣ量が過多であるため、非常に高い硬度が得られる一方で、式（１）の値が示すように、Ｃｒの偏析を助長し靭性が低いものとなった。
比較鋼Ｎｏ．２３はＣ量が過少であるため、十分な硬度が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．２４はＳｉ量が過多であるため、マトリクスの延性が低下し、十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．２５はＭｎ量が過多であるため、マトリクスが脆化し、十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．２６はＣｒ量が過少であるため、十分な硬度が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．２７はＣｒ量が過多であるため、式（１）の値が示すようにＣｒの偏析が顕著になり、靭性が低いものとなった。
比較鋼Ｎｏ．２８はＭｏ量が過多であるため、式（２）の値が示すようにＭｏの偏析が顕著になり、靭性が低いものとなった。
比較鋼Ｎｏ．２９はＭｏ量が過少であるため、十分な硬度が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．３０はＶ量が過少であるため、十分な硬度が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．３１はＶ量が過多であるため、十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．３２の化学成分値は本発明の範囲内であるが、式（１）の値が示すように偏析度合いが大きく、靭性が不足するものとなった。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．６０～１．００％、
Ｓｉ：０．５０～１．３０％、
Ｍｎ：０．２０～０．７０％、
Ｃｒ：５．０～１２．０％、
Ｍｏ：０．５０～３．００％、
Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５０～３．００％（なお、Ｗは任意的成分である。）、
Ｖ：０．１０～１．００％、
残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
鍛錬成形比４．０Ｓ以上に圧鍛したときに
式（１）：α＝（［Ｃｒ］ａ－［Ｃｒ］ｂ）／［Ｃｒ］
式（２）：β＝（［Ｍｏ＋０．５Ｗ］ａ－［Ｍｏ＋０．５Ｗ］ｂ）／［Ｍｏ＋０．５Ｗ］
式（３）：γ＝（［Ｃ］ａ－Ｃｅｑａ）－（［Ｃ］ｂ－Ｃｅｑｂ）
における式（１）の値αが０．８以下、式（２）の値βが１．４以下、式（３）の値γが１．０以下となる、冷間工具鋼。
ただし、式（１）～（３）中の［ ］の元素表記は、
鍛錬成形比４．０Ｓ以上に圧鍛したときの中周部（Ｄ／４部）における、
［元素］ ：当該元素の添加質量％、
［元素］ａ：当該元素の濃化部の質量％、
［元素］ｂ：当該元素の非濃化部の質量％、のことであり、
Ｃ当量のＣｅｑａ及びＣｅｑｂは、
Ｃｅｑａ＝０．０６×［Ｃｒ］ａ＋０．０６３×［Ｍｏ］ａ＋０．０３３×［Ｗ］ａ＋０．２×［Ｖ］ａ、
Ｃｅｑｂ＝０．０６×［Ｃｒ］ｂ＋０．０６３×［Ｍｏ］ｂ＋０．０３３×［Ｗ］ｂ＋０．２×［Ｖ］ｂであり、
ここに濃化部とは偏析部の断面組織において面積が２０μｍ2以上の一次炭化物を含まない基地部（マトリクス）をいう。 - 請求項１に記載の冷間工具鋼を用いた工具。
- 請求項１に記載の冷間工具鋼を用いた金型。
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-
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