JPH09279328A

JPH09279328A - 耐摩耗性に優れる温熱間鍛造用金型

Info

Publication number: JPH09279328A
Application number: JP11320396A
Authority: JP
Inventors: Makoto Komori; 誠小森
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1996-04-10
Filing date: 1996-04-10
Publication date: 1997-10-28

Abstract

(57)【要約】【課題】耐摩耗性に優れる温熱間鍛造用金型を提供す
る。【解決手段】金型表面部にＳｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｓのう
ちのいずれかの１種以上の元素が金型基地の濃度より濃
厚な領域をもつ鉄酸化物を主体とした１〜２０μｍの厚
さの層が存在する耐摩耗性に優れる温熱間鍛造用金型で
あり、上記層の下の金型基地表層部に窒化層を設けるの
が望ましい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、金属材料などの被
加工材をを温間ないし熱間で鍛造加工する際に使用され
る金型に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】温熱間鍛造用金型（以後、金型と称す
る）には、主にＳＫＤ６１、ＳＫＴ４に代表される熱間
工具鋼が用いられている。また、より耐久性の要求が厳
しい用途には、これらより高温強度の高いＳＫＤ７、Ｓ
ＫＤ８、高速度工具鋼やこれらの改良鋼を用いることが
一般に広く行われている。

【０００３】近年、鍛造工程の効率向上や、仕上げ鍛造
後の削り代を少なくして歩留の改善を目的とした、鍛造
のニヤネットシェイプ化が進んできている。それに伴い
金型の形状が複雑な部分には、応力負荷や肉流れの点で
金型表面部の負荷が増大するため、金型の寿命数が低下
している。このような背景から金型の耐久性を向上させ
る要求が高まっている。被加工材を温間や熱間で鍛造す
る際に用いる金型は、寿命原因のうちの６割は摩耗によ
る損傷であり、特に金型の耐摩耗性を向上させることが
有効である。このような要求に対して、高合金化した高
強度材を用いると、材料コストが高くなるだけでなく、
靭性がＳＫＤ６１やＳＫＴ４に比べて低いため、欠損や
割れが生ずる問題があった。上記の問題点を解決する手
段の一つとして、靭性の高い金型材料を選択し、金型作
業面に表面処理を行なう方法が進んできている。金型作
業面に表面処理を施して用いると、損傷を受ける金型表
面部だけ特に強化させることが可能で、金型の基地側は
高靭性にすることで、耐摩耗性と耐欠け性や耐割れ性を
同時に解決することができる。表面処理としては窒化が
主流である。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】通常の金型は次のよう
なプロセスを経て摩耗が進行する。まず加熱された被加
工材との接触による熱伝達、および鍛造時の金型表面と
被加工材との間で発生する摩擦熱や被加工材の塑性変形
による発熱などの熱により金型表層部が加熱され、熱影
響を受けて軟化する。そして強度が低下した金型表層部
でヒートチェックや塑性流動が起こり摩耗が進行してい
く。従って、金型表層部の熱影響を抑制することができ
れば金型の寿命向上が可能となる。一方、金型作業面の
裏側を冷却する方法や、潤滑剤を用いたりして金型の熱
影響を抑制することも行われてきたが、これらの方法は
冷却手段や潤滑剤塗布の手段の付加で生産コストの上昇
になっていた。

【０００５】近年のニヤネットシェイプ化は、製品の形
状が複雑になるほど、鍛造時に被加工材の肉流れが大き
くなり、金型表面との摩擦量が増すため、摩擦熱による
金型表層部の軟化がより進行するようになってきた。一
般に、摩擦熱による金型表面部の熱影響深さは比較的小
さいため、金型母材への影響は少ないが、瞬間的に表層
部だけが高温になるため、金型材料に熱間工具鋼等の焼
入れ焼戻しを施した調質鋼を用いた場合、鋼の変態点
（７００〜９００℃程度）を越えてしまうため、高温の
強度がより低下してしまい、金型材料が本来もつべき強
度特性を失わせ摩耗を促進させる結果となる。また、窒
化処理などの表面処理を施した金型は、窒化層を形成す
る窒化物の一部が高熱のために分解してしまい、その効
果を十分に発揮できなくなるという問題があった。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明者は、温間や熱間
鍛造する際に予め加熱された被加工材が、金型表面との
摩擦や塑性変形による発熱等によりさらに昇熱し、これ
が金型表面部に熱伝達される経路を遮断できれば、金型
は比較的靭性の高い低合金の金型を適用することができ
ないか検討した。その結果、摩擦熱の発生を抑制すると
ともに、断熱効果があり耐剥離性の優れた新規な表面構
造を有する金型、およびその表面構造の形成に適した金
型材料を新たに見出した。

【０００７】すなわち本発明の第１発明は、金型表面部
に、Ｓｉ、Ｃｒの１種または２種が基地の濃度よりも濃
厚な領域を有する鉄酸化物を主体とした１〜２０μｍの
厚さの層が存在することを特徴とする耐摩耗性に優れる
温熱間鍛造用金型である。本発明の温熱間鍛造型とは、
温間で使用される鍛造金型、熱間で使用される鍛造金型
を総称するものである。第２発明は、金型表面部に、Ｓ
が基地の濃度よりも濃厚な領域を有する鉄酸化物を主体
とした１〜２０μｍの厚さの層が存在することを特徴と
する耐摩耗性に優れる温熱間鍛造用金型である。また、
第３発明は、金型表面部に、Ｓｉ、Ｃｒの１種または２
種およびＳが基地の濃度よりも濃厚な領域を有する鉄酸
化物を主体とする１〜２０μｍの厚さの層が存在するこ
とを特徴とする耐摩耗性に優れる温熱間鍛造用金型であ
る。望ましくは、第１ないし第３発明のいずれかに記載
する金型表面部に存在する層に、さらにＣｏが基地の濃
度より濃厚な領域を有する耐摩耗性に優れる温熱間鍛造
用金型である。

【０００８】そして、第４発明は、耐摩耗性に優れる温
熱間鍛造用金型表面部に形成させる鉄酸化物を主体とす
る層の望ましい構造を示したものであり、少なくとも金
型表面部の最表面が鉄酸化物領域で、該鉄酸化物領域の
下部にＳｉ，Ｃｒ，Ｓ，Ｃｏのうちのいずれか１種以上
の元素が基地の濃度よりも濃厚な鉄酸化物を主体とした
酸化物の領域を有することを特徴とする耐摩耗性に優れ
る温熱間鍛造用金型である。上記の鉄酸化物を主体とす
る層の構造は、図１の金属組織写真に例示するように、
金型基地と表面との間に存在する黒色の層が鉄酸化物を
主体とする層で、ＥＰＭＡ（微小部Ｘ線分析装置）によ
る線分析のチャートからわかるように酸素の高い部分で
ある。さらに上記黒色層の鉄酸化物を主体とする層に
は、金型基地との境界Ｋ（図１のチャートの一点破線部
に相当）の近傍でＳｉ，Ｃｒ，Ｓ，Ｃｏが基地の濃度よ
りも濃厚な領域が存在することがわかる。上記第１ない
し第４発明の金型表面部に存在する層を形成させるのに
好適な金型基地の組成は、重量％で、Ｃ０．１〜１．
０％、Ｓｉ１．５％以下、Ｍｎ０．１〜１．５％、Ｎ
ｉ５．０％以下、Ｃｒ０．５〜１２．０％、ＷとＭｏ
の１種または２種を１／２Ｗ＋Ｍｏで１．０〜５．０
％、Ｖ５．０％以下、Ｎｂ０．４％以下、Ｃｏ５．０
％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。さら
に上記第１ないし第４発明のより望ましい構成は、金型
表面部に存在する鉄酸化物を主体とする層の下に、窒化
層を有するのがよく、前記窒化層の深さが１００μｍ以
下とするのが好ましい。

【０００９】

【発明の実施の形態】本発明金型の最も大きな特徴の一
つは、金型表面部に鉄酸化物を主体とする層だけでな
く、後述する元素のうちのいずれか１種以上の元素が金
型基地の濃度よりも濃厚な領域として存在させることが
重要である。鉄酸化物はそれ自体高硬度であるため耐摩
耗性に優れており、被加工材との凝着を抑制して発熱を
防止だけでなく、摩擦係数を減少させ、さらに被加工材
から金型表面に伝達される熱を遮断する効果を有する。
鉄酸化物を主体とする層の厚さは、薄いとその効果が十
分に発揮されないので１μｍ以上とし、厚くなりすぎる
と容易に剥離してしまうため２０μｍ以下とする。

【００１０】金型表面部に、予めＳｉ、Ｃｒの１種また
は２種が基地の濃度よりも濃厚な領域を有する鉄酸化物
を主体とする層を設けることにより、金型の使用中、金
型表層部に新たに生成する表面上の酸化物の成長を抑制
し、鉄酸化物を主体とする層が剥離するのを防止するだ
けでなく、金型の基地との密着性を向上させる効果を有
する。ＳｉやＣｒは、鉄酸化物を主体とした層を形成す
るための酸化処理により、基地の濃度よりも濃厚な領域
を形成させることができる。すなわち、例えば金型の少
なくとも型彫り面を大気中、Ｃｏ₂雰囲気中、Ｈ₂Ｏ雰囲
気中などで加熱するなどにより金型基地中に含有してい
るＳｉやＣｒを鉄酸化物を主体とした層に拡散させ、鉄
酸化物を主体とした層中のＣｒやＳｉの濃度を高めるの
である。

【００１１】また、金型表面部に、予めＳが基地の濃度
よりも濃厚な領域を有する鉄酸化物を主体とする層は、
浸硫処理、浸硫窒化処理等のＳを外部から供給する表面
処理によって形成させることができる。このＳ濃度が濃
厚な層は、金型の最表面部に存在する場合には、潤滑効
果を有し、また図１に示すように、Ｓが基地の濃度より
も濃厚な領域を金型基地と鉄酸化物を主体とする層との
境界Ｋの近傍に存在させることにより、金型使用中に最
表面の鉄酸化物層が剥離した場合においても、その効果
を持続させることができる。

【００１２】さらに金型表面部に、予めＣｏが基地の濃
度よりも濃厚な領域を有する鉄酸化物を主体とする層
は、金型基地の界面に存在させることにより、界面の形
状を櫛状にして、界面の接触面積を大きくし、金型の基
地との密着性を向上させる効果を有する。Ｃｏは、金型
基地中に含有された一部を、前述の酸化処理中に鉄酸化
物を主体とした層に拡散させて基地の濃度よりも濃厚な
領域を形成することができる。上記のようなＳｉ，Ｃｒ
のグループ、Ｓ，Ｃｏが金型表面部に基地の濃度よりも
濃厚な領域を有する鉄酸化物を主体とする層は、それぞ
れ特有の効果を有するので、これらを組み合わせればよ
り一層の効果を発揮させることができる。

【００１３】また、金型表面部に形成させる鉄酸化物を
主体とする層の望ましい構造は、少なくとも最表面部を
鉄酸化物領域とすることで耐摩耗性、断熱、摩擦係数低
減等を有効に発揮させ、この鉄酸化物領域の下部にＳ
ｉ，Ｃｒ，Ｓ，Ｃｏのうちのいずれか１種以上の元素が
基地の濃度よりも濃厚な鉄酸化物を主体とする領域にす
れば、鉄酸化物を主体とする層の剥離が防止されて金型
の耐久性を大幅に向上することができる。

【００１４】次に金型基地組成の限定理由について述べ
る。Ｃは、優れた焼入れ性、焼戻し硬さ、および高温硬
さを維持し、またＷ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒなどの炭化物形成
元素と結合して炭化物を形成し、結晶粒の微細化、耐摩
耗性、焼戻し軟化抵抗、高温硬さを付与するために添加
する。Ｃの含有量が０．１％未満になると調質後の硬さ
が得られなくなり、金型表面部に形成する硬質層を支え
きれなくなり、多すぎると過度の炭化物の析出により靭
性が低下して金型の欠けや割れの発生原因になるため、
Ｃの範囲を０．１〜１．０％にするのがよい。望ましい
Ｃの範囲は０．２〜０．８％であり、より望ましくは
０．３〜０．６％である。

【００１５】Ｓｉは、脱酸剤として用いる他、本発明の
金型においては、前述した図１のように金型表面部に形
成させる鉄酸化物を主体とした層の一部に、基地の濃度
よりも濃厚な領域を形成させ、鉄酸化物層の成長を抑制
して鉄酸化物層の剥離を防止する効果を有する反面、Ｓ
ｉを過度に含有させると金型基地の靭性が低下してしま
うために１．５％以下にするのがよい。Ｍｎは、焼入れ
性を向上させるが、多すぎるとＡｃ₁変態点を過度に低
下させ、また機械加工性を低下させるので、０．１〜
１．５％とするのがよい。

【００１６】Ｃｒは、適正量含有させることにより、焼
戻し軟化抵抗および高温強度を高める他、Ｃと結合して
炭化物を形成することにより耐摩耗性の向上、焼入れ性
の向上の効果を有する。また、本発明の金型において
は、金型表面部に形成させる鉄酸化物を主体とした層
に、Ｃｒが基地の濃度よりも濃厚な領域を形成させ、鉄
酸化物層の成長を抑制して鉄酸化物層の剥離を防止す
る。さらにＣｒは、窒化物形成元素であるために、窒化
をした場合に硬質の硬化層を得ることができる。上記の
効果得るために、Ｃｒは最低０．１％が必要であるが、
逆に１２．０％を超えて含有すると粗大な炭化物を形成
して金型基地の靭性が低下するため、その範囲を０．１
〜１２．０％とするのがよい。望ましいＣｒの範囲は
２．０〜１０．０％であり、さらに望ましくは３．０〜
８．０％である。

【００１７】ＷとＭｏは焼戻し処理時に微細な特殊炭化
物を析出して、軟化抵抗や高温強度を高める効果を有す
る。ただし過度の添加は炭化物の粗大化をまねき靭性を
低下させるので、金型の使用条件に応じた常温強度、高
温強度を勘案して、Ｗ、Ｍｏの１種または２種を１／２
Ｗ＋Ｍｏで１．０〜５．０％添加するのがよい。Ｖは、
必ずしも添加する必要はないが、添加する場合は固溶し
にくい炭化物を形成して耐摩耗性の向上に効果があり、
また焼戻し時に微細で凝集しにくい炭化物を析出して高
温域における焼戻し軟化抵抗を大きくすることにより高
温強度を高める。またＶは、結晶粒を微細化して靭性を
向上させる効果も有する。多すぎると巨大な炭化物を生
成して熱間加工方向に沿う縞状炭化物の分布傾向を増大
させて、その方向に沿うクラックの進展の助長による靭
性の低下をまねくため、Ｖの上限は5.0%とするのがよ
い。望ましいＶの範囲は、０．１〜３．０％であり、さ
らに望ましくは０．２〜１．５％である。

【００１８】Ｎｉは、必ずしも添加する必要はないが、
添加する場合はＣ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗなどとともに
優れた焼入れ性を付与し、緩やかな焼入れ冷却速度の場
合にもマルテンサイト主体の組織を形成させて靭性の低
下を防ぐ作用があり、また基地の本質的な靭性改善効果
を与える作用がある。しかし多量の添加はＡｃ₁変態点
を過度に低下させ、また機械加工性を低下させるので添
加する場合には５．０％以下とする。

【００１９】Ｎｂは、必ずしも添加する必要はないが、
添加する場合は、高温まで固溶しにくい炭化物を形成し
て焼入れ加熱保持中の結晶粒成長を抑制して、結晶粒を
微細化して靭性を向上させるものである。多すぎると粗
大な炭化物が生じてかえって靭性を低下させるので０．
４％以下とする。Ｃｏは、必ずしも添加する必要はない
が、添加した場合には前述したように、本発明金型に非
常に大きな効果を与える。金型表面部に形成させる鉄酸
化物を主体とした層にＣｏの濃厚な領域を形成させる
と、鉄酸化物を主体とする層と金型基地との界面形状を
櫛状にして接触面積を拡大させて密着性を向上させる効
果を有する。多すぎると靭性の低下をまねくこと、およ
び材料が高価になることより、Ｃｏの上限を５．０％と
するのがよい。

【００２０】本発明金型の重要な特徴の一つである金型
表面部に、Ｓｉ，Ｃｒの１種または２種が基地の濃度よ
りも濃厚な領域を有する鉄酸化物を主体とした層、Ｓが
基地の濃度よりも濃厚な領域を有する鉄酸化物を主体と
した層、Ｃｏが基地の濃度よりも濃厚な領域を有する鉄
酸化物を主体とした層のいずれかまたはこれらの層を組
合せることにより、摩擦熱の低減と同時に被加工材から
の熱伝達が遮断されることにより、金型基地の表層部で
は軟化が抑制されるが、金型基地の表層部に窒化層を存
在させることにより相乗効果を発揮することができる。
特にヒートクラックが問題となる金型には、窒化深さを
１００μｍ以下にすることにより、クラックの進展を抑
制することができる。

【００２１】上記のようにＳｉ、Ｃｒ、Ｃｏのいずれ
か、または複合して基地の濃度よりも濃厚な領域を有す
る鉄酸化物を主体とする層を得るには、これらの元素を
含有する鋼からなる金型の、少なくとも型彫り面を大気
中、ＣＯ₂雰囲気中、Ｈ₂Ｏ雰囲気中など、例えば大気中
６００℃で５時間、ＣＯ₂雰囲気中５４０℃で５時間、
Ｈ₂Ｏ雰囲気中５５０℃で５時間など金型を保持する方
法等の適正な条件で加熱することにより得られる。加熱
にはバーナーや雰囲気炉、塩浴等を用いることができ
る。また、Ｓが基地の濃度よりも濃厚な領域を持つ鉄酸
化物を主体とした層を得るには浸硫処理や浸硫窒化処理
などを適正な処理条件で金型に施すことによって得られ
る。これらの処理や窒化処理を組み合わせることにより
本発明の表面構造とすることができるのである。

【００２２】

【発明の実施の形態】

（実施例１）表１に示す組成の鋼を準備し、焼入れ焼戻
しにより鋼４を除いて５０ＨＲＣ、鋼４は５７ＨＲＣに
調質した。その後、直径５ｍｍ、長さ２０ｍｍの形状を
持つ丸棒試験片を作成し、その端面は旋盤にて砥石で仕
上げた。これらの試験片に表２に示す種々の処理を施し
たものを用いて熱間焼付試験を行なった。

【００２３】

【表１】

【００２４】

【表２】

【００２５】熱間焼付試験は、試験片をボール盤に取り
付け、６００℃に加熱したＳＮＣＭ４３９製のブロック
に押し付け、１５４０ｒｐｍで３０秒間摩擦摺動させる
もので、押し付け荷重は５８８Ｎとした。上記の試験条
件で試験を終了した後、試験片端面の焼き付き発生状況
を観察して耐焼付性を判定した。表３に表面構造と試験
結果を示す。なお表３中の熱間焼付試験の評価は、焼付
現象が認められた試験片を×印、焼付現象が起こらなか
った試験片を○印で表示した。本発明の表面構造を持つ
試験片はいずれも本試験において焼付を起こさなかっ
た。焼付を起こした試験片を解析するといずれも再焼入
れ組織を呈しており鋼のＡｃ₁変態点越える温度上昇、
すなわち大きな摩擦発熱があったことが分かる。これに
より本発明は摩擦発熱を著しく減少させることがわかっ
た。

【００２６】

【表３】

【００２７】なお、表３のうち、Ｎｏ．７（比較金型に
相当）、Ｎｏ．１７およびＮｏ．１８（いずれも本発明
金型に相当）と同じ処理を行なった試験片の表面部を切
り出して金型表面部の断面についてＥＰＭＡ（微小部Ｘ
線分析装置）による線分析を行ない、その結果をそれぞ
れ図２、図３、図４に示す。図２は、本発明金型の対象
外となるもので最表部には、鉄酸化物層と、金型基地部
の表面側に白層を主体とする窒素の濃厚な領域が認めら
れるだけで、最表面部の鉄酸化物層には、Ｓｉ，Ｃｒ，
Ｓ，Ｃｏなどが金型基地の濃度よりも濃厚な領域は認め
られない。これに対して、図３では鉄酸化物を主体とす
る層にＣｒとＳが金型基地の濃度よりも濃厚な領域とし
て存在し、また図４では鉄酸化物を主体とする層にＳ
ｉ，Ｓが金型基地の濃度よりも濃厚な領域として存在し
ているのが認められる。（実施例２）表３のＮｏ．６、１２、１７の表面構造を
持つサイドフランジ成形用熱間鍛造用金型を用意した。
金型の寸法は直径２２０ｍｍ、１５０ｍｍ高さである鋼
１は金型に成形後、焼入れ焼戻しにより４５ＨＲＣに調
質し、所定の表面構造が得られる様にそれぞれ処理を行
った。１６００ｔの鍛造プレスを用い、被加工材をＳ４
８Ｃとし、これを１２００℃に高周波加熱して１０００
ケずつ鍛造した。鍛造は１４秒おきに行い、１回の鍛造
毎に水溶性黒鉛潤滑剤を金型表面に噴霧した。

【００２８】１０００ケ鍛造後、金型型彫り部コーナー
の解析を行った。このコーナーは被加工材の肉流れが大
きい、すなわち摩擦発熱が激しく発生する部位である。
１０００ケ鍛造した後ではこの部位の摩耗は１０μｍ以
下であった。この部位の表面から０．０５ｍｍ位置の硬
さを測定した結果を表４に示す。比較であるＮｏ．６は
鍛造前に比べて硬さの低下が非常に大きいが、本発明で
あるＮｏ．１２、Ｎｏ．１７は硬さの低下が小さく、本
発明の表面構造を持つ金型は摩擦発熱を抑制するととも
に、熱伝達を遮断することにより、金型基地への熱負荷
を軽減することがわかった。

【００２９】

【表４】

【００３０】（実施例３）鋼１を焼入れ焼戻しにより４
７ＨＲＣに調質し、鋼４を焼入れ焼戻しにより５７ＨＲ
Ｃに調質した。調質後、それぞれ直径９０ｍｍ、５０ｍ
ｍ高さの円柱状試験片を作成し、表２に示す処理４を行
った。なお、処理４を施すのに先立って、金型に窒化条
件を変えて、窒化深さの違うものを２種類用意した。１
つは窒化深さ２００μｍ前後のもの（Ａと表示する）で
あり、もう１つは窒化深さ９０μｍ前後のもの（Ｂと表
示する）である。この試験片を用いてヒートクラック試
験を行った。試験条件は、試験片の端面を高周波加熱に
より６８０℃に加熱した後、３２℃の水を噴霧する試験
方法で、３０００回繰り返すことにより、試験片端面に
ヒートクラックを発生させるものである。

【００３１】試験後、ヒートクラック発生部の断面ミク
ロ組織を観察し、ヒートクラックの発生状況を観察し
た。Ａはヒートクラックが２００μｍ深さの内部まで進
展していたが、Ｂはクラックは多数発生するが、その深
さも９０μｍ程度に留まり、それ以上のクラックの進展
は認められなかった。従って、本発明の表面構造で窒化
層を有する場合、窒化深さを１００μｍ以下にすること
によりクラックの進展を抑制する効果のあることがわか
る。

【００３２】（実施例４）表３に示すＮｏ．６、１２、
１７の表面構造を持つサイドフランジ成形用熱間鍛造用
金型を用意した。金型の寸法は直径２２０ｍｍ、１５０
ｍｍ高さである。鋼１の鋼を金型に成形後、焼入れ焼戻
しにより４５ＨＲＣに調質し、所定の表面構造が得られ
る様にそれぞれ処理を行った。１６００ｔの鍛造プレス
を用い、１２００℃に高周波加熱したＳ４８Ｃワークを
鍛造した。鍛造は１４秒おきに行い、１回の鍛造毎に水
溶性黒鉛潤滑剤を金型表面に噴霧した。表５に金型の寿
命を示す。金型はいずれも摩耗による損傷で寿命となっ
た。本発明の表面構造を持つ金型は従来の金型に比べて
いずれも金型寿命が向上し、耐摩耗性に優れていること
がわかる。

【００３３】

【表５】

【００３４】

【発明の効果】以上に述べたように、本発明の表面構造
を有する金型は、摩擦熱による熱負荷の抑制効果と断熱
効果により、金型の寿命を向上させることが可能とな
り、しかも金型の使用中に鉄酸化物層を主体とする層が
厚くなるのを防止する効果や、密着性に優れることから
耐剥離性が良好となる。さらに適正な深さの窒化処理を
組み合わせることによって一段と金型寿命が改善され
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の鉄酸化物を主体とする層の構造を示す
金属組織写真とＥＰＭＡによる線分析チャートである。

【図２】表３に示す比較金型Ｎｏ．７の鉄酸化物を主体
とする層の構造を示す金属組織写真とＥＰＭＡによる線
分析チャートである。

【図３】表３に示す本発明金型Ｎｏ．１７の鉄酸化物を
主体とする層の構造を示す金属組織写真とＥＰＭＡによ
る線分析チャートである。

【図４】表３に示す本発明金型Ｎｏ．１８の鉄酸化物を
主体とする層の構造を示す金属組織写真とＥＰＭＡによ
る線分析チャートである。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】金型表面部に、Ｓｉ、Ｃｒの１種または
２種が基地の濃度よりも濃厚な領域を有する鉄酸化物を
主体とした１〜２０μｍの厚さの層が存在することを特
徴とする耐摩耗性に優れる温熱間鍛造用金型。
【請求項２】金型表面部に、Ｓが基地の濃度よりも濃
厚な領域を有する鉄酸化物を主体とした１〜２０μｍの
厚さの層が存在することを特徴とする耐摩耗性に優れる
温熱間鍛造用金型。
【請求項３】金型表面部に、Ｓｉ、Ｃｒの１種または
２種およびＳが基地の濃度よりも濃厚な領域を有する鉄
酸化物を主体とする１〜２０μｍの厚さの層が存在する
ことを特徴とする耐摩耗性に優れる温熱間鍛造用金型。
【請求項４】金型表面部に、Ｃｏが基地の濃度より濃
厚な領域を有する鉄酸化物を主体とした１〜２０μｍの
厚さの層が存在する請求項１ないし３のいずれかに記載
の耐摩耗性に優れる温熱間鍛造用金型。
【請求項５】少なくとも金型表面部の最表面が鉄酸化
物領域で、該鉄酸化物領域の下にＳｉ，Ｃｒ，Ｓ，Ｃｏ
のうちのいずれか１種以上の元素が基地の濃度よりも濃
厚な鉄酸化物を主体とした酸化物の領域を有することを
特徴とする耐摩耗性に優れる温熱間鍛造用金型。
【請求項６】金型基地の組成が、重量％で、Ｃ０．
１〜１．０％、Ｓｉ１．５％以下、Ｍｎ０．１〜１．
５％、Ｎｉ５．０％以下、Ｃｒ０．５〜１２．０％、
ＷとＭｏの１種または２種を１／２Ｗ＋Ｍｏで１．０〜
５．０％、Ｖ５．０％以下、Ｎｂ０．４％以下、Ｃｏ
５．０％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
請求項１ないし４のいずれかに記載の耐摩耗性に優れる
温熱間鍛造用金型。
【請求項７】金型表面部に存在する鉄酸化物を主体と
する層の下に、窒化層を有する請求項１ないし６のいず
れかに記載の耐摩耗性に優れる温熱間鍛造用金型。
【請求項８】窒化層の深さが１００μｍ以下である請
求項７に記載の耐摩耗性に優れる温熱間鍛造用金型。