JPH076035B2 - 熱間加工性のすぐれた高炭素合金工具鋼 - Google Patents
熱間加工性のすぐれた高炭素合金工具鋼Info
- Publication number
- JPH076035B2 JPH076035B2 JP61200570A JP20057086A JPH076035B2 JP H076035 B2 JPH076035 B2 JP H076035B2 JP 61200570 A JP61200570 A JP 61200570A JP 20057086 A JP20057086 A JP 20057086A JP H076035 B2 JPH076035 B2 JP H076035B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hot workability
- tool steel
- high carbon
- carbon alloy
- alloy tool
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
発明の目的
本発明は、熱間加工性を改善した高炭素合金工具鋼に関
する。
する。
たとえば冷間加工ダイスの材料として主に使用されるSK
D11鋼のような高炭素工具鋼は、高Ｃかつ高Crの合金組
成のため、M7C3型の一次炭化物が粒界に析出しており、
これが圧延などの熱間加工を困難にする。熱間加工性の
低さは、圧延工程における高いワレ発生率を招き、歩留
りを低くしている。 このようなわけで、高炭素合金工具鋼の熱間加工性を改
善することが久しく要望されていたが、これまでは効果
的な方策が見当らなかった。
D11鋼のような高炭素工具鋼は、高Ｃかつ高Crの合金組
成のため、M7C3型の一次炭化物が粒界に析出しており、
これが圧延などの熱間加工を困難にする。熱間加工性の
低さは、圧延工程における高いワレ発生率を招き、歩留
りを低くしている。 このようなわけで、高炭素合金工具鋼の熱間加工性を改
善することが久しく要望されていたが、これまでは効果
的な方策が見当らなかった。
本発明の目的は、上記の要望にこたえて、高炭素合金工
具鋼のその他の特性を損うことなく、熱間加工性を高め
たものを提供することにある。 発明の構成
具鋼のその他の特性を損うことなく、熱間加工性を高め
たものを提供することにある。 発明の構成
本発明の熱間加工性のすぐれた高炭素合金工具鋼は、基
本的には、C:0.20〜3.0％、Si:2.0％以下、Mn:2.0％以
下、Cr:4.0〜18.0％、ならびにCa:0.0005〜0.050％、好
ましくは0.0010％〜0.050％およびZr:0.01〜0.20％のい
ずれか一方または両方を含有し、P:0.05％以下、S:0.01
％以下、好ましくは0.001％以下、O:0.01％以下であっ
て、残部が実質的にFeからなる合金組成を有する。 上記の基本組成に加えて、Mo:0.10〜5.0％、W:0.10〜5.
0％、V:0.10〜5.0％およびCo:0.10〜5.0％のいずれか１
種または２種以上を含有させてもよい。
本的には、C:0.20〜3.0％、Si:2.0％以下、Mn:2.0％以
下、Cr:4.0〜18.0％、ならびにCa:0.0005〜0.050％、好
ましくは0.0010％〜0.050％およびZr:0.01〜0.20％のい
ずれか一方または両方を含有し、P:0.05％以下、S:0.01
％以下、好ましくは0.001％以下、O:0.01％以下であっ
て、残部が実質的にFeからなる合金組成を有する。 上記の基本組成に加えて、Mo:0.10〜5.0％、W:0.10〜5.
0％、V:0.10〜5.0％およびCo:0.10〜5.0％のいずれか１
種または２種以上を含有させてもよい。
上記いずれの合金組成においても、成分C,Si,MnおよびC
rの含有量の範囲は、在来の高炭素合金工具鋼のそれと
同様である。 本発明の特徴は、ひとつは特定量のCa,およびZrからえ
らんだ一方または両方の添加であり、いまひとつは不純
物P,SおよびＯの量を規制したことである。 これらの特徴が熱間加工性の改善をもたらす理由は、発
明者らにとっても必らずしも明確ではないが、介在物の
形態の変化にあると思われる。これを、代表的にCaを添
加した場合について説明する。 後記する実施例No.1のインゴットのミドル中心部に見出
された介在物を、EPMA法により分析したところ、Mg,Ca,
Al,SおよびSiが検出された。介在物の中心にはMgOがあ
り、その外側はCaO−Al2O3がとり囲んでいる。Ｓは、上
記のように検出はされたが、本発明では微量におさえた
こともあって特性Ｘ線像にはあらわれず、またMnが検出
されなかったから、ＳはMnSでなくCaSとして存在してい
ると思われる。酸化物系介在物は、Ｏの量を規制したた
め、全量が少い。結局、少量存在する介在物はCaO−Al2
O3−CaS系の複合介在物として、鋼中に微細に分散して
いることがわかる。その形状は球形であって、MnSのよ
うに延伸された形をとらないから、この鋼の熱間加工性
は良好になるのである。 前記したCaおよびZrの量の下限および不純物の許容量
は、このような機構による熱間加工性改善効果を得るた
めに必要な限界であり、Caなどの量の上限は、添加効果
が飽和して不経済になるとともに、これを超えると巨大
介在物が発生するなどの弊害があらわれる限界として決
定したものである。
rの含有量の範囲は、在来の高炭素合金工具鋼のそれと
同様である。 本発明の特徴は、ひとつは特定量のCa,およびZrからえ
らんだ一方または両方の添加であり、いまひとつは不純
物P,SおよびＯの量を規制したことである。 これらの特徴が熱間加工性の改善をもたらす理由は、発
明者らにとっても必らずしも明確ではないが、介在物の
形態の変化にあると思われる。これを、代表的にCaを添
加した場合について説明する。 後記する実施例No.1のインゴットのミドル中心部に見出
された介在物を、EPMA法により分析したところ、Mg,Ca,
Al,SおよびSiが検出された。介在物の中心にはMgOがあ
り、その外側はCaO−Al2O3がとり囲んでいる。Ｓは、上
記のように検出はされたが、本発明では微量におさえた
こともあって特性Ｘ線像にはあらわれず、またMnが検出
されなかったから、ＳはMnSでなくCaSとして存在してい
ると思われる。酸化物系介在物は、Ｏの量を規制したた
め、全量が少い。結局、少量存在する介在物はCaO−Al2
O3−CaS系の複合介在物として、鋼中に微細に分散して
いることがわかる。その形状は球形であって、MnSのよ
うに延伸された形をとらないから、この鋼の熱間加工性
は良好になるのである。 前記したCaおよびZrの量の下限および不純物の許容量
は、このような機構による熱間加工性改善効果を得るた
めに必要な限界であり、Caなどの量の上限は、添加効果
が飽和して不経済になるとともに、これを超えると巨大
介在物が発生するなどの弊害があらわれる限界として決
定したものである。
表に示す組成の鋼を溶製し、1.3トンのインゴットに鋳
造した。 No.1（実施例）およびNo.6（比較例）のインゴットを、
鋳造のままと1150℃×15時間のソーキングを行なったも
のとについて、インゴットのミドル部分の表層および
（1/4）Ｄつまり中心と表層との中間の部分からサンプ
ルを採取し、グリーブル試験を行なって絞り値を求め、
熱間加工性の指標とした。 結果は、第１図〜第４図に示すとおりであって、本発明
に従うものは、従来技術によるものと比較して絞り値が
高く、その表層と（1/4）Ｄ部との差が小さいことがわ
かる。 また、本発明に従うときは、ソーキングによって、絞り
値のレベルを維持したまま、熱間加工に適する温度の範
囲が拡大することが明らかである。 次に、No.1とNo.6の材料の特性を比較するため、焼戻し
硬さをしらべた。上記の圧延材から表層5mmを除いて試
験片を採取し、 850℃×10分間→1000℃（または1050℃）×20分間→空
冷または油冷の条件で焼入れし、種々の温度で焼戻し
て、焼戻し硬さ曲線をえがいた。 焼入れを1000℃から空冷で行なった場合と、1050℃から
油冷で行なった場合について、第５図および第６図にデ
ータを示す。No.1とNo.6の焼戻し硬さ曲線はほぼ一致し
ており、本発明の鋼と従来材との間に差異は認められな
い。 このほか、衝撃強度の測定および摩耗試験を行なった
が、本発明の鋼と既存の材料とで、別段ちがいは見出せ
なかった。 実際の熱間加工性を確認するため、実施例（No.1〜５）
および比較例（No.6〜９）のインゴットを、加熱温度11
50〜1300℃、圧下率７〜13％、20〜40パスの条件で圧延
して、ワレ発生の状況をしらべた。結果を、表にあわせ
て記す。従来技術では２％またはそれ以上のワレが避け
難かったが、本発明によるときは、ゼロまたは高々1.5
％程度にワレが少くなる。 発明の効果 本発明の高炭素合金工具鋼は、Caをはじめとする合金成
分の特定量の添加とＳをはじめとする不純物の規制とに
より、熱間加工性が著しく改善されている。従って、イ
ンゴットを圧延する際のワレ発生による仕損や製品の損
耗が少く、歩留りが向上する。 一方、焼戻し硬さなどの工具鋼に要求される諸特性は、
従来のものと変りはない。任意添加元素を含有する好ま
しい態様では焼戻し硬さが高く、工具鋼としていっそう
すぐれたものとなる。
造した。 No.1（実施例）およびNo.6（比較例）のインゴットを、
鋳造のままと1150℃×15時間のソーキングを行なったも
のとについて、インゴットのミドル部分の表層および
（1/4）Ｄつまり中心と表層との中間の部分からサンプ
ルを採取し、グリーブル試験を行なって絞り値を求め、
熱間加工性の指標とした。 結果は、第１図〜第４図に示すとおりであって、本発明
に従うものは、従来技術によるものと比較して絞り値が
高く、その表層と（1/4）Ｄ部との差が小さいことがわ
かる。 また、本発明に従うときは、ソーキングによって、絞り
値のレベルを維持したまま、熱間加工に適する温度の範
囲が拡大することが明らかである。 次に、No.1とNo.6の材料の特性を比較するため、焼戻し
硬さをしらべた。上記の圧延材から表層5mmを除いて試
験片を採取し、 850℃×10分間→1000℃（または1050℃）×20分間→空
冷または油冷の条件で焼入れし、種々の温度で焼戻し
て、焼戻し硬さ曲線をえがいた。 焼入れを1000℃から空冷で行なった場合と、1050℃から
油冷で行なった場合について、第５図および第６図にデ
ータを示す。No.1とNo.6の焼戻し硬さ曲線はほぼ一致し
ており、本発明の鋼と従来材との間に差異は認められな
い。 このほか、衝撃強度の測定および摩耗試験を行なった
が、本発明の鋼と既存の材料とで、別段ちがいは見出せ
なかった。 実際の熱間加工性を確認するため、実施例（No.1〜５）
および比較例（No.6〜９）のインゴットを、加熱温度11
50〜1300℃、圧下率７〜13％、20〜40パスの条件で圧延
して、ワレ発生の状況をしらべた。結果を、表にあわせ
て記す。従来技術では２％またはそれ以上のワレが避け
難かったが、本発明によるときは、ゼロまたは高々1.5
％程度にワレが少くなる。 発明の効果 本発明の高炭素合金工具鋼は、Caをはじめとする合金成
分の特定量の添加とＳをはじめとする不純物の規制とに
より、熱間加工性が著しく改善されている。従って、イ
ンゴットを圧延する際のワレ発生による仕損や製品の損
耗が少く、歩留りが向上する。 一方、焼戻し硬さなどの工具鋼に要求される諸特性は、
従来のものと変りはない。任意添加元素を含有する好ま
しい態様では焼戻し硬さが高く、工具鋼としていっそう
すぐれたものとなる。
【図面の簡単な説明】 第１図ないし第４図は、いずれも高炭素合金工具鋼のグ
リーブル試験の結果をあらわしたグラフであって、第１
図は実施例（No.1）の鋳造まま、第２図はそのソーキン
グ後、第３図は比較例（No.7）の鋳造まま、そして第４
図はそのソーキング後のデータをそれぞれ示す。 第５図および第６図は、ともに実施例（No.1）および比
較例（No.7）の圧延材の焼戻し硬さ曲線のグラフであっ
て、第５図は焼入れを1000℃から空冷により行なった場
合、第６図は1050℃から油冷により行なった場合を、そ
れぞれ示す。
リーブル試験の結果をあらわしたグラフであって、第１
図は実施例（No.1）の鋳造まま、第２図はそのソーキン
グ後、第３図は比較例（No.7）の鋳造まま、そして第４
図はそのソーキング後のデータをそれぞれ示す。 第５図および第６図は、ともに実施例（No.1）および比
較例（No.7）の圧延材の焼戻し硬さ曲線のグラフであっ
て、第５図は焼入れを1000℃から空冷により行なった場
合、第６図は1050℃から油冷により行なった場合を、そ
れぞれ示す。
Claims (2)
- 【請求項１】C:0.20〜3.0％、Si:2.0％以下、Mn:2.0％
以下、Cr:4.0〜18.0％、ならびにCa:0.0005〜0.050％お
よびZr:0.01〜0.20％のいずれか一方または両方を含有
し、P:0.05％以下、S:0.01％以下、O:0.01％以下であっ
て、残部が実質的にFeからなる熱間加工性のすぐれた高
炭素合金工具鋼。 - 【請求項２】C:0.20〜3.0％、Si:2.0％以下、Mn:2.0％
以下、Cr:4.0〜18.0％、ならびにCa:0.0005〜0.050％お
よびZr:0.01〜0.20％のいずれか一方または両方に加え
て、Mo:0.10〜5.0％、W:0.10〜5.0％、V:0.10〜5.0％お
よびCo:0.10〜5.0％のいずれか１種または２種以上を含
有し、P:0.05％以下、S:0.01％以下、O:0.01％以下であ
って、残部が実質的にFeからなる熱間加工性のすぐれた
高炭素合金工具鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61200570A JPH076035B2 (ja) | 1986-08-27 | 1986-08-27 | 熱間加工性のすぐれた高炭素合金工具鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61200570A JPH076035B2 (ja) | 1986-08-27 | 1986-08-27 | 熱間加工性のすぐれた高炭素合金工具鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6357743A JPS6357743A (ja) | 1988-03-12 |
| JPH076035B2 true JPH076035B2 (ja) | 1995-01-25 |
Family
ID=16426524
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61200570A Expired - Lifetime JPH076035B2 (ja) | 1986-08-27 | 1986-08-27 | 熱間加工性のすぐれた高炭素合金工具鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH076035B2 (ja) |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6059053A (ja) * | 1983-09-09 | 1985-04-05 | Daido Steel Co Ltd | 熱間工具鋼 |
| JPS60224754A (ja) * | 1984-04-19 | 1985-11-09 | Daido Steel Co Ltd | 合金工具鋼 |
| JPS61213349A (ja) * | 1985-03-16 | 1986-09-22 | Daido Steel Co Ltd | 合金工具鋼 |
-
1986
- 1986-08-27 JP JP61200570A patent/JPH076035B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6357743A (ja) | 1988-03-12 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |