JPH03236445A

JPH03236445A - 冷間工具鋼

Info

Publication number: JPH03236445A
Application number: JP21099690A
Authority: JP
Inventors: Takehiro Oono; 丈博大野; Toshio Okuno; 奥野　利夫; Atsusuke Nakao; 中尾　敦輔; Yoshihiro Kada; 加田　善裕
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1989-12-12
Filing date: 1990-08-09
Publication date: 1991-10-22
Anticipated expiration: 2014-10-06
Also published as: JP2960496B2

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、主として冷間で使用される鍛造用金型材料に
適する冷間工具鋼に関するものである。

〔従来の技術〕

従来、冷間鍛造用金型材には、ＪＩＳ　５ＫＤＩＩのよ
うな高Ｃ−高Ｃｒ＠が主に用いられてきたが、より耐衝
撃性が要求される用途に対しては高速度工具鋼系の金型
材料を使用することにより、金型寿命の改善ならびに冷
間鍛造の適用拡大が進んできた。高速度工具鋼系の金型
材料としては、一般にＪＩＳ　５ＫＨ５１が用いられて
いるが、さらに厳しい用途に対しては特公昭４２−２０
６１９号、特公昭５０−１０８０８号、特公昭５５−４
９１４８号、特公昭５７−２４０６３号、特公昭６２−
８５０３号、特開平１−１５９３４９号等に開示される
ような低合金高速度工具鋼が開発、使用されてきた。

〔発明が解決しようとする課題〕

しかしながら、近年被加工材の難加工化や鍛造形状の複
雑化、精密化が進んだ結果、従来の高速度工具鋼系の材
料では十分な金型寿命が得られない場合が多くなってき
た。その主な原因は金型材料の靭性、特に材料鍛伸方向
に平行な方向（Ｌ方向）の靭性に比べ直角な方向（下方
向）の靭性不足による割れ、欠は等であり、これを改善
するためにさらに靭性の高い材料が望まれている。一方
、耐摩耗性、疲労強度を向上させるためには、硬さの高
い材料が必要とされる。

本発明の目的は、ＨＲＣ６１〜６４の高硬度を有し、か
つ従来鋼よりもＬ方向および下方向に関し高靭性を有す
る冷間鍛造金型用に最適な冷間工具鋼を提供することで
ある。

Ｃ課題を解決するための手段〕本発明者らは高硬度、高靭性の材料を得るために、次の
ような検討を行なった。

まず、靭性向上のためには、巨大−吹成化物の低減、炭
化物の縞状組織の低減、組織微細化等について検討した
。さらに高靭性でかつ高硬度を得るために各元素の単独
の添加量のみならず各元素間の相互作用についても詳細
に検討した結果、添加元素量を所定の狭い範囲に限定す
ることにより、従来鋼では得られなかった高硬度域（Ｈ
ＲＣ６１〜６４）で高い靭性を有する鋼を得ることが可
能であるとの知見を得、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明のうちの第１発明は、重量％でＣ０．
５％以上０．７％未満、Ｓｉ　０．５−１，５％、Ｍｎ
１．５％以下、Ｃｒ　３．５−６．５％、ＷおよびＭｏ
の１種または２種を１７２Ｗ＋Ｍｏで２．０−３．５％
、Ｖ　０．８−１，５％、Ｎｂ０００５〜０．２０％、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、不
可避的不純物のうち、Ｎが３００ｐｐｍ以下であること
を特徴とする冷間工具鋼であり、第２＠明は、重量％で
Ｃ０１５％以上０．７％未満、Ｓｉ０．６％を越え１．
０％以下、Ｍｎ１．５％以下、Ｃｒ３．５〜６．５％、
ＷおよびＭｏのｔ種または２種を１７２Ｗ＋Ｍｏで２．
０〜３．５％、Ｖ１．０％を越え１．５％以下、Ｎｂ　
０．０５％以上０．１５％未満、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる組成を有し、不可避的不純物のうち、
Ｎが３００ｐｐｍ以下であることを特徴とする冷間工具
鋼であり、第３発明は、Ｎｂが０．０５％以上０．１％
未満である第２発明に記載の冷間工具鋼であり、第４発
明は、１．５％以下のＮｉを含む第１ないし第３発明の
いずれかに記載の冷間工具鋼であり、第５発明は５％以
下のＣＯを含む第１ないし第４発明のいずれかに記載の
冷間工具鋼であり、第６発明は、不可避的不純物のうち
Ｐが０．０２％以下、Ｓが０．００５％以下、Ｏが３０
ｐｐｍ以下である第１ないし第５発明のいずれかに記載
の冷間工具鋼である。

〔作用〕

本発明の成分限定理由について述べる。

Ｃは、Ｃｒ、Ｗ、Ｍ０．■、Ｎｂなとの炭化物形成元素
と結合して硬い一次炭化物を形成し、耐摩耗性を向上さ
せる。また、高温焼もどしにおいて、ＭｏｌＷ、Ｖ、Ｎ
ｂ等の２次硬化元素と結びつき、２次炭化物として析出
することにより、硬さを増加させる。さらに一部は基地
中に固溶し基地を強化する。ＨＲＣ６１以上の硬さを得
るためには０．５％以上必要であるが、過度に添加する
と、炭化物量が多くなり靭性を低下させる。本発明鋼に
おいては靭性重視の観点から上限を０．７％未満とした
。したがってＣ量は０．５％以上で０．７％未満の範囲
に限定した。

Ｓｉは基地中に固溶することにより、基地の硬さを高め
る効果を有するが、過度に添加すると靭性を低下させる
。ＨＲＣ：６０以下の硬度で使用される温熱間型用鋼に
おいては、特開平２−８３４７号に記載の鋼のように靭
性を重視してＳｉ量が０．６％以下に限定されている６
また、一方特公昭５５−４９１４８号、特公昭５７−２
４０６３号に開示されている鋼は、Ｓｉによる硬さ向上
を狙ってＳｉは概ね１．０％を越え、１．４〜１．５％
を中心にして添加されている。

本発明の目的とする高硬度高靭性の綱を得るためには、
他の元素量との関連によりＳｉ量を最適化する必要があ
る。すなわち、後述するように硬さの向上はＷ、Ｍｏ等
を増やすことによる二次硬化によっても図れるが、靭性
確保のためには、Ｗ。

Ｍｏの添加は最小限に抑えることが望ましいので、Ｓｉ
を所定量添加し、基地自体の硬さを向上させることが有
効である。

本発明成分範囲においてはＨＲＣ６１以上の硬さを得る
ためにＳｉは０．５％以上必要であるが、１．５％を越
えると靭性が大巾に低下するのでＳｉ量は０．５〜１．
５％に限定した。

さらに、詳細な検討の結果によれば、Ｓｌ量の硬さへの
寄与は１．０％を越えると飽和する傾向にあるので、靭
性を特に考慮する場合にはＳｉ量は０．６２を越え１．
０％以下とするのが望ましい。

Ｍｎは通常脱酸剤として添加されるが、焼入性改善にも
有効な元素である。しかし、過度に添加すると熱間にお
ける加工性を害するため、１．５％以下に限定した。

Ｃｒは、焼入性を向上させると共に、Ｃと結合して炭化
物を形成し、耐摩耗性を向上させる。この効果を得るた
めには３．５％以上必要であるが。

６．５％を越えると巨大炭化物や、炭化物の縞状偏析を
生威し、靭性を低下させる。したがってＣｒ量は３．５
〜６．５％に限定した。

Ｗ、Ｍｏは単独または複合で添加することができ、Ｃと
結びついて１次炭化物を形成して耐摩耗性を向上させ、
また焼もどし時微細な２次炭化物を析出して強い２次硬
化を示す元素である。Ｗの原子量は、Ｍｏの約２倍であ
ることがら、Ｗ、Ｍｏの１種または２種以上をＭｏ当量
（１／２Ｗ＋Ｍｏ）として規定した。Ｍｏ当量が２．０
％未満では十分な硬さが得られず、一方３．５％を越え
ると炭化物量が過度となり、また縞状に分布するため靭
性が低下する。したがって、１／２Ｗ＋Ｍｏは２．０〜
３．５％の範囲に限定した。

ＶはＣと結びついて凝固時に１次炭化物を形成し耐摩耗
性を向上させるとともに結晶粒を微細化することにより
靭性を向上させる。また、２次硬化元素であるため、高
温焼もどしによる硬さ増加に有効である。Ｖ量は０．８
％未満であると上記効果が得られず、また１、５％を越
えると炭化物量が過度となり、また縞状に分布するため
靭性が低下する。

したがって、■量は０．８〜１．５％の範囲に限定した
。

また後述するように、Ｎｂ添加による過度のＮｂＣ形成
を防ぐためには、Ｖ量は１．０％を越え１．５％以下が
望ましい。

Ｎｂは本発明における重要な添加元素であり、靭性向上
に大きく寄与する元素である。すなわち、Ｎｂは凝固時
における炭化物の晶出形態に影響をおよぼし、微細でか
つ固溶しにくい一次炭化物を形成する。

本発明の目的とする高硬度を得るためには焼入加熱温度
を高くする必要があるが、その際、上記炭化物が結晶粒
の粗大化を防止するので、高靭性を得ることができるの
である。

しかしながら、Ｎｂ単独の一次炭化物（ＮｂＣ）が多く
なりすぎるとこの炭化物は綿状に分布するために靭性は
急激に低下する。−吹成化物の晶出形態はＮｂ量のみな
らず、Ｃおよび他の炭化物形成元素の量によって影響さ
れるため、Ｎｂの最適添加量は他の元素量と関連させて
決定する必要がある。

すなわち、Ｃが高目で、がっ炭化物形成元素であるＷ、
ＭｏおよびＶが相対的に低い場合、ＣとＮｂが結びつい
てＮｂ単独の一次炭化物が縞状にできやすく、靭性を低
下させる要因となる。例えば、前述の特公昭５７−２４
０６３号に記載の鋼においては、Ｖ量が低目でかっＮｂ
量が高百であるため、また特開平１−１５９３４９号に
記載の綱は、Ｃ，Ｎｂ量が高目であるため、どちらもＮ
ｂＣが多くなり縞状に分布して靭性を低下させると考え
られる。

本発明の成分範囲においては、Ｎｂ添加の上記効果を得
るためには、Ｎｂ量は最低０．０５％必要であるが、０
．２０％を越えるとかえって靭性が低下する。

したがってＮｂ量は０．０５〜０．２０％に限定した。

また炭化物形態を最適化し靭性向上効果を得るためには
、Ｎｂ量は０．０５％以上０．１５％未満の範囲が望ま
しく、さらに望ましくは０．０５％以上０．１０％未満
である。

Ｎは特公昭５４−２４０６３号に記載の鋼においては、
Ｃの添加量を少なくすると共に、オーステナイト結晶粒
の粗大化防止をねらって添加されている。

しかしながら、本発明者の検討によるとＮ量が増えるこ
とにより、凝固時に晶出するＭＣ型炭化物の晶出温度が
高くなるため、ＭＣ型炭化物が粗大化し、これは特に下
方向の靭性を低下させる傾向がある。したがって、下方
向の靭性向上を目的とする本発明においては、Ｎを３０
０ｐｐｍ以下の低いレベルに規制する必要がある。

Ｎｉは基地に固溶し靭性改善の効果を有すると共に、焼
入性を付与する元素である。しかしながら、過度に添加
すると焼なまし硬さが過度に高くなり、加工性を低下さ
せるので添加するとしても１．５％以下とする。

Ｃｏは基地に固溶し耐熱性の向上、耐焼付性の向上に有
効な元素である。しかしながら、過度に添加すると靭性
を低下させるので添加する場合には５％以下に限定した
。

Ｐ、Ｓ、○は、通常不純物元素として微量含有される。

Ｐは結晶粒界に偏析（ミクロ偏析）し、粒界強度を低下
させるだけでなく、凝固時の基地偏析（マクロ偏析）を
助長し、材質の方向性の原因となる。

Ｓや○は主に非金属介在物として鋼中に存在し、疲労強
度等に悪影響を及ぼす。したがって、これらの不純物元
素量を低減することにより、靭性改善がなされる。高硬
度で使用される本発明鋼の場合、Ｐ　０．０２％以下、
５０．０５％以下、０３０ｐｐｒａ以下を満足する場合
に改善効果が得られたので、この値以下にＰ、Ｓおよび
０を低減することが望ましい〔実施例〕以下、本発明を実施例に基づき説明する。

供試鋼として第１表に示す成分組成の本発明鋼（Ｎ０．
１−７）、比較＃１（Ｎ０．８−１１）、および従来鋼
（ＮＯ９１２〜１９）を溶製し、鍛伸後所定の焼入、焼
もどし処理（全試料とも１１６０℃焼入れ、５６０℃Ｘ
　Ｉｈｒ焼もどしを２回）を行なって試験に供した。但
しＮＯ６７゜Ｎ０．１１試料については第１図に示すよ
うに焼入温度を変化させてその影響を調べた。シャルピ
ー衝撃試験用試料は、鍛伸方向に平行な方向（Ｌ方向）
および直角な方向（下方向）から採取し、ｌ　Ｏｍｍ　
Ｒ試験片を作製した。

第１図は、他の合金成分がほとんど同一でＮｂ量のみ異
なるＮ０１７とＮ０．１１試料について、焼入温度を変
えて、結晶粒度と硬さを調べ、Ｎｂ添加の効果を見たも
のである。両試料とも、焼入温度を高くするほど硬さは
高くなる。しかしＮｂ無添加のＮ０．１１試料は、焼入
温度の上昇につれ結晶粒が粗大化し靭性低下を招くため
、焼入温度は実質１１４０℃以下となり、従って硬さは
最大ＨＲＣ６１で使用せざるを得ない。一方Ｎｂを添加
したＮ　０．７試料は焼入温度を上げても結晶粒がほと
んど粗大化しないので、高硬度の状態で使用できる。

第２表に、本発明鋼、比較鋼、従来鋼に標準熱処理を施
した時の硬さおよびシャルピー衝撃値を示す。本発明鋼
はいずれもＨＲＣ６１〜６４の高い硬さを有しなおかつ
比較鋼、従来鋼に比ベシャルピー衝撃値が高いレベルに
ある。特に下方向のシャルピー衝撃値のレベルが高いの
が特徴である。これは、本発明鋼の成分バランス、特に
Ｃ，Ｗ、Ｍ０．■量の適正化により炭化物量の適正化お
よび縞状偏析の低減、Ｓｉ量の適正化による硬さと靭性
のバランスの最適化、Ｎｂ添加による結晶粒微細化なら
びに不純物量低下による靭性向上の効果によるものであ
る。

本発明Ｒ（Ｎ０．１〜７）の間で詳細に比較すると、Ｎ
０．１はＮ０．２−Ｎ０．６と比較してＳｉ量が高目の
ため、シャルピー衝撃値はやや低い。したがって、Ｓｌ
の上限値は１．０％とするのが望ましい。またＮｏ。

２．６は他の試料と比較して、Ｖ量が低目のため前述し
たようにＮｂＣがやや過多となりシャルピー衝撃値はや
や低く、■の下限は１．０％を越えるのがよい。

一方、比較ｊｌ！８．９は、Ｎ以外は本発明鋼と同一成
分であるか、Ｎ量が多いこと、さらには不純物元素が高
いレベルにあるため、特に下方向のシャルピー衝撃値が
低下している。

比較ｗ４１０は、Ｓｉ量を低目とし、代わりにＭｏ量を
高目として本発明鋼と同等の硬さを得ることを狙ったも
のであるが、シャルピー衝撃値は低下しており、前述の
ようにＭｏ増加による靭性低下が大きいことを示してい
る。比較例１１はＮｂ無添加材であり、結晶粒粗大化の
ためシャルピー衝撃値は低い。

従来＃１１２（Ｓ　Ｋ　Ｈ５１）および１３　、１４は
ＨＲＣ６２以上の硬さを有するが、Ｌ方向、下方向の靭
性共に低い。

これは、Ｃ量および１／２Ｗ＋Ｍｏ量が高すぎるため過
度の炭化物を形成し、また縞状偏析を生じて靭性低下を
まねいたものである。従来鋼１５は本発明鋼に近い組成
を有するが、硬さはやや低く、また靭性のレベルが本発
明鋼より低い。これは第１に３１が高めであるためであ
る。前述のようにＳｉは硬さ確保のため必要であるが、
過度になると靭性面に悪影響を及ぼす。第２にＶが高す
ぎる一方、Ｎｂを含まないためである。

従来鋼１６も本発明鋼に近い組成を有するが、Ｃ量がや
や低目であるため硬さがやや低く、またＶ量が低目でＮ
ｂ量が高目であるため、ＮｂＣが過度となり合わせてＮ
を必須元素として含有しているため、特に下方向の靭性
値が低い。

従来鋼１７．１８は本発明鋼より主としてＣ量が高いた
め、靭性は低いレベルにある。

従来鋼１９は、温熱間型用であり、本発明鋼とは用途が
やや異なっているが比較のため記載した。

この鋼はＳｉ量を低くしており、靭性レベルは高いが硬
さが本発明鋼より大巾に低い。

第３表は焼付性を比較したものである。焼付性は、円柱
状の試料を高速で回転させながらその端面を相手材（Ｓ
ＣＭ４１５）に押しつけ、焼付が起こらない最大荷重（
焼付臨界荷重）を求め、５ＫＨ５１の焼付臨界荷重を１
００として指数で示した。

本発明鋼は５ＫＨ５１と同等以上の耐焼付性を示し、特
にＣＯを添加した試料（Ｎ０．４．６）の耐焼付性が大
きいことがわかる。

結晶粒度と硬さの関係を示す図である。

第　　３　　表〔発明の効果〕以上述べたように、本発明鋼は従来の冷間工具鋼よりも
高硬度で、かつ特に下方向の靭性の著しい改善を中心と
する高靭性を兼備しているので、難加工材の冷間鍛造あ
るいは複雑形状、精密形状の冷間鍛造における金型、あ
るいは他の冷間工具に用いて長寿命を得ることができる
。

【図面の簡単な説明】

Claims

【特許請求の範囲】１　重量％でＣ０．５％以上０．７％未満、Ｓｉ０．５
〜１．５％、Ｍｎ１．５％以下、Ｃｒ３．５〜６．５％
、ＷおよびＭｏの１種または２種を１／２Ｗ＋Ｍｏで２
．０〜３．５％、Ｖ０．８〜１．５％、Ｎｂ０．０５〜
０．２０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組
成を有し、不可避的不純物のうち、Ｎが３００ｐｐｍ以
下であることを特徴とする冷間工具鋼。２　重量％でＣ０．５％以上０．７％未満、Ｓｉ０．６
％を越え１．０％以下、Ｍｎ１．５％以下、Ｃｒ３．５
〜６．５％、ＷおよびＭｏの１種または２種を１／２Ｗ
＋Ｍｏで２．０〜３．５％、Ｖ１．０％を越え１．５％
以下、Ｎｂ０．０５％以上０．１５％未満、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物からなる組成を有し、不可避的不純
物のうち、Ｎが３００ｐｐｍ以下であることを特徴とす
る冷間工具鋼。３　Ｎｂが０．０５％以上０．１％未満である請求項２
に記載の冷間工具鋼。４　１．５％以下のＮｉを含む請求項１ないし３のいず
れかに記載の冷間工具鋼。５　５％以下のＣｏを含む請求項１ないし４のいずれか
に記載の冷間工具鋼。６　不可避的不純物のうちＰが０．０２％以下、Ｓが０
．００５％以下、Ｏが３０ｐｐｍ以下である請求項１な
いし５のいずれかに記載の冷間工具鋼。