JPH01201424A

JPH01201424A - 快削性型用鋼の製造方法

Info

Publication number: JPH01201424A
Application number: JP63327837A
Authority: JP
Inventors: Yoshiyuki Niiyama; 新山　善之; Naoyuki Yamauchi; 直行山内
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 1988-12-27
Filing date: 1988-12-27
Publication date: 1989-08-14

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】

［産業上の利用分野］本発明は、ＨＲＣが４０〜４７、とくに４３〜４６程度
の中硬度、で使用する快削性型用鋼の製造方法に関する
。

【従来の技術】ダイプレート、絞り型、扱き型、ダイカスト金型などに
使用する型用鋼において、快削成分を含有させた場合に
は、生成するＡ系介在物が塑性加工によって線状に変形
し、それが原因となって介在物の鋭角コーナ一部での応
力集中による初期破壊が起りやすく、靭性が低いという
悩みがある。［発明が解決しようとする課題］本発明の目的は、上記の悩みを解消して、既知のものよ
りも高い被剛性を有しながら、靭性はすぐれている快削
性型用鋼を実現することにある。詳しくは、快削成分から生成する非金属介在物の形状を
球状化して耐衝撃性と靭性を高め、中硬度にプレハード
ン化して複雑な加工を容易にするとともに、加工侵の熱
処理により生じる変形等の問題を未然に防止した快削性
型用鋼の製造方法を提供することにある。

【課題を解決するための手段】

本発明の快削性型用鋼の製造方法は、基本的には、Ｃ：
０．２〜０．８％、Ｓｉ：０．１〜１゜５％、Ｍｎ　：
０．４〜１．５％、Ｃ「：１．０〜６．０％、Ｍｏ：０
．１〜１．０％およびＮ：０゜０２〜０．３％を基本成
分とし、快削成分としてＳ：０．０５〜０．３％および
Ｔｅ二０．０３〜０．３％を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避の不純物からなる合金を材料とし、機械加工に先立
って熱処理を施し、硬さがＨＲＣで４０〜４７、とくに
４３〜４６の範囲のプレハードンの状態とすることから
なる。上記の合金組成に対しては、さらにＮｉ：０゜３〜１．
５％を加えた合金を材料とすることもできる。さらに上記組成に対して、Ｖ：０．０５〜０゜５％、Ａ
Ｉ！　：０．３〜１．５％、Ｎｂ　：０．１〜１．０％
、Ｚｒ：０．０５〜１．０％およびＴｉ　：０．０５〜
０．５％の少なくとも２種の元素を、その合計が０．１
〜２．０％以内で添加した合金を材料としてもよい。

【作　用】

本発明において、各合金成分を前記の組成範囲にした理
由は、つぎのとおりである。Ｃ：０．２〜０．８％Ｏｒ、Ｍ０．Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉのような炭化物形成
元素と結合して複合炭化物を生成し、工具として必要な
耐摩耗性を向上させるのに効果があり、かつ基地中に固
溶してこれに硬さを付与させるために必要である。　０
゜２％未満の含有ではこの作用が十分にあられれず、焼
もどしにより必要な硬さが得られない。　他方、０．８
％を超える過剰の含有量では、焼もどし軟化抵抗が減少
するとともに、大形介在物が出現して鏡面仕上性が低下
する。Ｓｉ：０．１〜１．５％疲労限界の拡張に有効な元素である。　また、２００〜
３００℃の温度域で軟化抵抗を高める。　０．１％以下
ではこれらの効果を得ることができない。　１．５％を
超えると熱伝導性の低下による金型温度の上昇や被削性
の低下が生じる。Ｍｎ：０．４〜１．５％Ｓと反応してＭｎＳを形成する。　このＭｎＳが被削性
向上に寄与していることは、いうまでもない。　しかし
、Ｍｎはオーステナイトを安定化し、マルテンサイト変
態点を大きく降下させる。　０．４％未満の含有ではＭ
ｎＳの形成が完全に行なわれず、余剰のＳがＦｅと反応
して低融点のＦｅＳを形成するので、最低０．４％が必
要である。　１．５％以上になるとマルテンサイト変態
点が約８０℃低下して残留オーステナイト量が増加し、
寸法の経年変化などが生じる。　また加工硬化能が高く
なって被削性にも悪影響を与えるので、この１．５％を
上限とした。Ｃｒ　：　１．Ｏ〜６．０％鋼に耐酸化性を付与するのに必須の成分であるが、１．
０％未満ではその効果が不十分であり、また必要な焼も
どし硬さが得られないｉ一方、６．０％を超えると炭化
物反応を低温側に移行させ、焼もどし軟化抵抗を減少さ
せるとともに、靭性をも損う。　Ｃｒはまた、Ｍ２Ｏ３
型の巨大共晶炭化物を生成する。この炭化物は角ばった形状となるため、使用中に外部か
ら応力が加わった場合に、そのコーナ一部でノツチ効果
として応力集中が生じ、そこから亀裂が生じやすい。　
このような理由から、ｃｒ含有量は１．０〜６．０％の
範囲と定めた。Ｍｏ：０．１〜１．０％微細な炭化物をつくり、かつ基質中にも固溶してこれを
強化するので、耐摩耗性と耐ヒートチエツク性を良好に
する。　Ｃｒｆｆ１が２％以上の場合には、Ｍｏ添加ｆ
ｉ０．１％以上で焼もどし軟化抵抗が向上するが、１％
を超えるとその効果が飽和するので、Ｍｏの組成範囲は
０．１〜１．０％とした。Ｎ　　　：０．０２〜０．３％Ｃと同様に、Ｃｒ、Ｍ０．Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ。ＴＩのよう、な元素と反応して窒化物を形成し、耐摩耗
性の向上、結晶粒の粗大化防止に効果がめる。　０．０
２％に足りない添加量では、Ｎの大部分が炭窒化物の形
となるためこの効果が期待できないし、０．３％より多
くなると、炭窒化物が粒界のトリプルポイントで巨大成
長し、靭性を低下させる。Ｓ：０．０５〜０．３％Ｔｅ　：０．０３〜０．３％ともに快削性付与成分として重要な元素で、必ず両元素
を複合状態で添加することが必要である。　これらはＭ
ｎと結合してＭｎ−スルフォテルライド固溶体Ｍｎ（Ｓ
、Ｔｅ）を形成し、これが介在物となって基地中に均一
分布するために被剛性が向上する。この介在物はＭｎＳ形よりも硬いので、母材の塑性加工
時にも変形しにくく、楕円形ないし卵形になるだけであ
る。　既知の類似快削鋼では、やわらかなＭｎＳ介在物
が主体であり、それが塑性加工時に糸状に長く伸びて先
端が鋭いエツジ状を呈するため、外部から応力の負荷と
除去がくり返されると、ノツチ作用が生じて早期破壊が
ひき起される。　これに対しＳとＴｅとを複合添加した
場合には、Ｍｎ（Ｓ、ｒｅ）が球状に近い形となるため
、介在物に鋭いエツジができず、クラック発生の起点と
なりにくい。　このため、靭性が改善できるのである。被削性に対しても、この介在物形状はＭｎＳのような糸
状に延びたものより好結果を与える。　卵形の介在物を
１ｑるためと、鍛造時のワレを防止するためには、Ｓ：
０．０５〜０゜３％、Ｔｅ二０．０３〜０．３％の範囲
内の複合添加が必要である。Ｎｉ：０．３〜１．５％靭性向上と焼入性向上を希望する場合に添加する。　そ
の効果は０．３％未満の含有では得られず、他方、１．
５％以上になると残留オーステナイトが安定化して炭化
物生成反応が遅滞し被削性が低下する。 ■　＝鋼中のＣ，Ｎと結合して非常に硬いＭＣ（Ｈｖ２
５００〜３０００）型の炭化物を生成し、耐摩耗性の向
上に寄与するとともに、結晶粒の粗大化を防止する効果
がある。　ただし、■は有効なＣをロックするため、硬
度の低下を生じる。　耐軟化抵抗性を附与するためには
０．０５％以上の含有が必要であり、０．５％以上にな
るとＮｂ、Ｚｒ、Ｔｉとの関係から硬さ低下が生じる。ｉ：Ｎと結合してＡ、１ｌ−Ｎ固溶体をつくり、硬さを
高めるとともに、金型キャビティ一部表層で加熱される
ことによりＡ、り　２０３を形成し、これが表層部をお
おって耐酸化性を向上させる。　０．３％未満ではＡＩ
ＩＮ化合物の量が少なく、耐摩耗性の向上が望めない。１．５％以上では溶鋼中で酸化反応が起って溶湯の清浄
度が低下し、またアルミニウムの偏析が生じて硬さムラ
が生じる。Ｎｂ：高融点の微細な特殊炭化物を形成し、これが鍛造
や圧延、焼入の際の温度の上昇にともなう結晶粒の粗大
化を阻止し、高温加熱に対する結晶粒成長の感受性を鈍
化させる利益がある。　この作用を最も有効にするには
最少限０．１％の添加を必要とし、Ｃ堡との兼ね合いか
らすると、上限は１．０％までである。Ｚ「：溶鋼中の０と反応して微細な酸化物を形成する。　これが硫化物系の介在物の析出時に核となる働きをし
、硫化物の微粒分散に効果がある。　しかし０．０５％
未満では形成されたマーンガンーサルフ汁チルライドの
分散幼果が不十分である。　１．０％を超えては鋼中の
Ｎと反応して大形の角ばった窒化物が生成し、これが塑
性加工により連鎖状になり、早期クラックの原因ともな
る。Ｔｉ　：溶湯での強脱酸効果があり、しかもＣをＴｉ　
Ｃとして固定し、非常に硬い炭化物を形成することによ
り耐摩耗性を向上させる。さらに、長時間加熱によるＣｒの局部的減少を防ぎ、オ
ーステナイトの生成を妨げるのに効果的に働く。　しか
し０．０５％に足りない量では、この特性を発揮させる
ことができない。　一方、Ｃとの関係からいえば、０゜
５％を超える含有は析出硬化を生じ、靭性を劣化させる
。上記のＮｂ、ｚｒ、Ｈｔは、共通の働きをする。すなわち結晶粒の微細化に効果があり、靭性向上に寄与
する。　また鋼中のＮと反応して窒化物を生成し、Ｎに
起因する各種の脆化を防止する。しかし、これらの元素を２種以上添加しても合計量で０
．１％未満では、その効果が期待できない。一方、２．０％を超える添加では、結晶粒界への優先析
出が生じるために、靭性が低下する。

【実施例】

第１表に示す組成の本発明鋼（Ｎ０．１〜１４）および
従来鋼（Ｎ０．１５．１６＞を用意し、熱処理により硬
さを調節し、衝撃試験を行なった。その結果を、あわせて第１表に示す。本発明鋼と従来鋼に対し、５Ｋ８５１′！Ａ３ｍφスト
レートシャンクドリルによる穿孔試験を行なった。　そ
の結果を下に示す。試験条件は、回転数１４８Ｏｒｐｍ
、送り０．０６７ｍ／ｒｅｖ、、試験回数５回である。Ｎ０．　　−削？Ｌ致−Ｎ０．　　　削孔数（本発明鋼
＞　　　　　９　　　５９８６１１５８（比較鋼）この結果から明らかなように、本発明鋼は従来鋼と比較
して、高硬度での穿孔試験結果が２．５〜５．５倍もす
ぐれているから、冷間および温間加工用金型を製作する
場合、容易に機械加工ができる。そこで、本発明鋼および従来鋼を使用して、ダイプレー
ト、絞り型、扱き型、亜鉛ダイカスト金型を製造した。　それぞれの金型寿命を、第２表に示す。　この表から
明らかなように、本発明鋼を用いて製作した金型は、既
知の材料による金型にくらべ、寿命が１．５〜３倍にの
びている。［発明の効果】本発明の方法で製造した快削性型用鋼は、既知のものに
くらべて高い被剛性を有し、しかも介在物形態の調整に
より、耐衝撃性と靭性の向上がみられる。　この型用鋼
は、プレハードン鋼として提供され、ＨＲＣ４０〜４７
の中硬度を有し、複雑な形状への機械加工にも困難がな
い。特許出願人　　、大同特殊鋼株式会社代理人　　弁理士　　須　賀　総　夫

Claims

【特許請求の範囲】

（１）Ｃ：０．２〜０．８％、Ｓｉ：０．１〜１．５％
、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｃｒ：１．０〜６．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％およびＮ：０．０２〜０．３％
を基本成分とし、快削成分としてＳ：０．０５〜０．３
％およびＴｅ：０．０３〜０．３％を含有し、残部Ｆｅ
および不可避の不純物からなる合金を材料とし、機械加
工に先立って熱処理を施し、硬さがＨ＿ＲＣで４０〜４
７の範囲のプレハードンの状態とすることからなる快削
性型用鋼の製造方法。
（２）Ｃ：０．２〜０．８％、Ｓｉ：０．１〜１．５％
、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｃｒ：１．０〜６．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％およびＮ：０．０２〜０．３％
に加えて、Ｎｉ：０．３〜１．５％を基本成分とし、快
削成分としてＳ：０．０５〜０．３％およびＴｅ：０．
０３〜０．３％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避の不純
物からなる合金を材料とし、機械加工に先立って熱処理
を施し、硬さがＨ＿ＲＣで４０〜４７の範囲のプレハー
ドンの状態とすることからなる快削性型用鋼の製造方法
。
（３）Ｃ：０．２〜０．８％、Ｓｉ：０．１〜１．５％
、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｃｒ：１．０〜６．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％およびＮ：０．０２〜０．３％
に加えて、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．３〜１
．５％、Ｎｂ：０．１〜１．０％、Ｚｒ：０．０５〜１
．０％およびＴｉ：０．０５〜０．５％の少なくとも２
種の元素を含み、その合計が０．１〜２．０％であって
、残部Ｆｅおよび不可避の不純物からなる合金を材料と
し、機械加工に先立つて熱処理を施し、硬さがＨ＿ＲＣ
で４０〜４７の範囲のプレハードンの状態とすることか
らなる快削性型用鋼の製造方法。
（４）Ｃ：０．２〜０．８％、Ｓｉ：０．１〜１．５％
、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｃｒ：１．０〜６．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％およびＮ：０．０２〜０．３％
を基本成分とし、快削成分としてＳ：０．０５〜０．３
％およびＴｅ：０．０３〜０．３％を含有し、さらにＮ
ｉ：０．３〜１．５％に加えて、Ｖ：０．０５〜０．５
％、Ａｌ：０．３〜１．５％、Ｎｂ：０．１〜１．０％
、Ｚｒ：０．０５〜１．０％およびＴｉ：０．０５〜０
．５％の少なくとも２種の元素を含み、その合計が０．
１〜２．０％であって、残部Ｆｅおよび不可避の不純物
からなる合金を材料とし、機械加工に先立って熱処理を
施し、硬さがＨ＿ＲＣで４０〜４７の範囲のプレハード
ンの状態とすることからなる快削性型用鋼の製造方法。