JPH0953140A - 熱間ダイス - Google Patents
熱間ダイスInfo
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- JPH0953140A JPH0953140A JP21168495A JP21168495A JPH0953140A JP H0953140 A JPH0953140 A JP H0953140A JP 21168495 A JP21168495 A JP 21168495A JP 21168495 A JP21168495 A JP 21168495A JP H0953140 A JPH0953140 A JP H0953140A
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- hot die
- cooling
- die
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Abstract
(57)【要約】
【課題】加熱冷却の繰り返し熱サイクルを受けても表面
に亀裂が発生しにくく、工具寿命の長い熱間ダイスを提
供すること。 【解決手段】重量％で、Ｎｉ：３０〜６０％およびＷ：
４０〜７０％を含み、α−Ｗ相が分散している金属組織
を有する熱間ダイスであって、その表層に、入熱量を１
５０００〜３００００Ｊ／ｃｍ、予熱およびパス間温度
を２００℃以下とし、かつ溶融速度を１５ｃｍ／ｍｉｎ
以下として溶融した後、急速凝固させる表面改質が施さ
れた熱間ダイス。
に亀裂が発生しにくく、工具寿命の長い熱間ダイスを提
供すること。 【解決手段】重量％で、Ｎｉ：３０〜６０％およびＷ：
４０〜７０％を含み、α−Ｗ相が分散している金属組織
を有する熱間ダイスであって、その表層に、入熱量を１
５０００〜３００００Ｊ／ｃｍ、予熱およびパス間温度
を２００℃以下とし、かつ溶融速度を１５ｃｍ／ｍｉｎ
以下として溶融した後、急速凝固させる表面改質が施さ
れた熱間ダイス。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、Ｎｉ−Ｗ合金製の
熱間プレス加工用ダイス（以下、単に「熱間ダイス」と
いう）に関し、より詳細には加熱冷却の繰り返し熱サイ
クルによる亀裂が生じにくい表面改質処理が施された熱
間ダイスに関する。
熱間プレス加工用ダイス（以下、単に「熱間ダイス」と
いう）に関し、より詳細には加熱冷却の繰り返し熱サイ
クルによる亀裂が生じにくい表面改質処理が施された熱
間ダイスに関する。
【０００２】
【従来の技術】Ｗを２０〜６０重量％含むＮｉ基合金は
高温強度が高く、熱間工具等の材料として好適である。
特に継目無鋼管の製造では、圧延方式（例えば、マンネ
スマン方式）による製管を行う場合の穿孔プラグやガイ
ドシュー、あるいは押出しプレス方式（ユジーンセジュ
ルネ方式）により製管する場合のダイス、マンドレルバ
ーの素材として用いられている。中でも、Ｗが３５重量
％以上（以下、合金元素の「％」は「重量％」を意味す
る）含まれるものは、α−Ｗ相（Ｗが主体で他の元素が
ほとんど固溶していない相）が分散し、高温強度が一段
と高い。
高温強度が高く、熱間工具等の材料として好適である。
特に継目無鋼管の製造では、圧延方式（例えば、マンネ
スマン方式）による製管を行う場合の穿孔プラグやガイ
ドシュー、あるいは押出しプレス方式（ユジーンセジュ
ルネ方式）により製管する場合のダイス、マンドレルバ
ーの素材として用いられている。中でも、Ｗが３５重量
％以上（以下、合金元素の「％」は「重量％」を意味す
る）含まれるものは、α−Ｗ相（Ｗが主体で他の元素が
ほとんど固溶していない相）が分散し、高温強度が一段
と高い。
【０００３】本出願人は先にこのようなＮｉ基合金製の
熱間工具を提案した（特開平３−６１３４５号公報）。
この熱間工具は、Ｃ＋Ｎ：０．１％以下、Ｓｉ：３％以
下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｗ：２０〜６０％を含
み、残部が実質的にＮｉからなるＮｉ基合金製熱間工
具、または、これらの合金成分に加えて、さらに、〔Ａ
群〕１〜１０％のＭｏ、〔Ｂ群〕１０％以下のＦｅ、２
０％以下のＣｏ、３％以下のＴｉ、３％以下のＡｌ、３
％以下のＶ、１０％以下のＣｒ、および〔Ｃ群〕０．０
５％以下の希土類元素他、のなかから選ばれた１種以上
の成分を含有するＮｉ基合金製熱間工具で、高温靭性、
高温延性、および室温靭性に優れ、変形抵抗の高いステ
ンレス鋼のような合金鋼やＮｉ基合金、Ｔｉおよびその
合金、Ｚｒおよびその合金等の高合金を加工しても、変
形、焼き付き、溶損等が少なく、工具寿命が長いという
利点を有している。
熱間工具を提案した（特開平３−６１３４５号公報）。
この熱間工具は、Ｃ＋Ｎ：０．１％以下、Ｓｉ：３％以
下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｗ：２０〜６０％を含
み、残部が実質的にＮｉからなるＮｉ基合金製熱間工
具、または、これらの合金成分に加えて、さらに、〔Ａ
群〕１〜１０％のＭｏ、〔Ｂ群〕１０％以下のＦｅ、２
０％以下のＣｏ、３％以下のＴｉ、３％以下のＡｌ、３
％以下のＶ、１０％以下のＣｒ、および〔Ｃ群〕０．０
５％以下の希土類元素他、のなかから選ばれた１種以上
の成分を含有するＮｉ基合金製熱間工具で、高温靭性、
高温延性、および室温靭性に優れ、変形抵抗の高いステ
ンレス鋼のような合金鋼やＮｉ基合金、Ｔｉおよびその
合金、Ｚｒおよびその合金等の高合金を加工しても、変
形、焼き付き、溶損等が少なく、工具寿命が長いという
利点を有している。
【０００４】さらにその後、本出願人は、Ｗを単独また
はＭｏと複合で１５．０〜５５．０％（但し、複合の場
合Ｍｏは２０．０％以下）を含有し、Ｎｂおよび／また
はＴｉを含む、室温から高温までの広い領域において、
高い強度を有し、しかも靭性・延性をも兼ね備えたＮｉ
基合金を開発した（特開平５−１７９３７８号公報）。
この合金は、マンドレルバー、プラグ、ダイス等の工具
の他、広い温度範囲で各種構造部材に適用することがで
きる。
はＭｏと複合で１５．０〜５５．０％（但し、複合の場
合Ｍｏは２０．０％以下）を含有し、Ｎｂおよび／また
はＴｉを含む、室温から高温までの広い領域において、
高い強度を有し、しかも靭性・延性をも兼ね備えたＮｉ
基合金を開発した（特開平５−１７９３７８号公報）。
この合金は、マンドレルバー、プラグ、ダイス等の工具
の他、広い温度範囲で各種構造部材に適用することがで
きる。
【０００５】しかしながら、これらのＮｉ−Ｗ系合金を
素材として用いた熱間ダイスにおいて問題となっている
のは、加熱冷却の繰り返し熱サイクルによるダイス表面
での亀裂（熱亀裂）の発生である。割れはα−Ｗ相に発
生し、それらが進展、合体し、亀裂に到る。従って、Ｗ
の含有量を増加させて高温強度を高めた場合はα−Ｗ相
の分散量が多いため熱亀裂が生じやすく、特に粗大なα
−Ｗ相が分散している場合は、その傾向が一層顕著にな
る。
素材として用いた熱間ダイスにおいて問題となっている
のは、加熱冷却の繰り返し熱サイクルによるダイス表面
での亀裂（熱亀裂）の発生である。割れはα−Ｗ相に発
生し、それらが進展、合体し、亀裂に到る。従って、Ｗ
の含有量を増加させて高温強度を高めた場合はα−Ｗ相
の分散量が多いため熱亀裂が生じやすく、特に粗大なα
−Ｗ相が分散している場合は、その傾向が一層顕著にな
る。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の問題
を解決し、加熱冷却の繰り返し熱サイクルを受けても表
面に亀裂が発生しにくく、工具寿命の長い熱間ダイスを
提供することを目的としてなされたものである。
を解決し、加熱冷却の繰り返し熱サイクルを受けても表
面に亀裂が発生しにくく、工具寿命の長い熱間ダイスを
提供することを目的としてなされたものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
め、本発明者らは、ダイスの表層を溶融した後、急速に
冷却凝固することにより、表層の組織を微細化し、α−
Ｗ相の存在に起因して発生する割れを防止することの可
能性について検討した。
め、本発明者らは、ダイスの表層を溶融した後、急速に
冷却凝固することにより、表層の組織を微細化し、α−
Ｗ相の存在に起因して発生する割れを防止することの可
能性について検討した。
【０００８】材料の表層を電気アーク、レーザー光線、
電子ビームなどを用いて溶融した後、急速凝固組織を形
成することにより表面改質を行う技術については、種々
検討されており、例えば、ステンレス鋼の表面にレーザ
ー光線を照射することにより粒界におけるＣｒ炭化物の
析出が抑制され、粒界腐食の防止が可能であるという報
告がなされている（「溶接技術」Ｖｏｌ．３８、Ｎｏ．
８（１９９０年８月）７１〜７４頁）。また、球状黒鉛
鋳鉄のチル組織形成による耐摩耗性の改善にも応用され
ており、アモルファス化についての研究発表もなされて
いる。
電子ビームなどを用いて溶融した後、急速凝固組織を形
成することにより表面改質を行う技術については、種々
検討されており、例えば、ステンレス鋼の表面にレーザ
ー光線を照射することにより粒界におけるＣｒ炭化物の
析出が抑制され、粒界腐食の防止が可能であるという報
告がなされている（「溶接技術」Ｖｏｌ．３８、Ｎｏ．
８（１９９０年８月）７１〜７４頁）。また、球状黒鉛
鋳鉄のチル組織形成による耐摩耗性の改善にも応用され
ており、アモルファス化についての研究発表もなされて
いる。
【０００９】本発明者らは、上記の課題を解決するため
にこの表面改質技術の応用を試みたのであるが、合金の
組成、溶融層の厚み、溶融方法、冷却速度の確保等につ
いて詳細な検討を重ねた結果、加熱冷却の繰り返しによ
り表面に発生する熱亀裂の防止が可能であることを確認
し、本発明をなすに至った。
にこの表面改質技術の応用を試みたのであるが、合金の
組成、溶融層の厚み、溶融方法、冷却速度の確保等につ
いて詳細な検討を重ねた結果、加熱冷却の繰り返しによ
り表面に発生する熱亀裂の防止が可能であることを確認
し、本発明をなすに至った。
【００１０】本発明の要旨は、下記の熱間ダイスにあ
る。
る。
【００１１】重量％で、Ｎｉ：３０〜６０％およびＷ：
４０〜７０％を含み、α−Ｗ相が分散している金属組織
を有する熱間ダイスであって、その表層に、入熱量を１
５０００〜３００００Ｊ／ｃｍ、予熱およびパス間温度
を２００℃以下とし、かつ溶融速度を１５ｃｍ／ｍｉｎ
以下として溶融した後、急速凝固させる表面改質が施さ
れていることを特徴とする熱間ダイス。
４０〜７０％を含み、α−Ｗ相が分散している金属組織
を有する熱間ダイスであって、その表層に、入熱量を１
５０００〜３００００Ｊ／ｃｍ、予熱およびパス間温度
を２００℃以下とし、かつ溶融速度を１５ｃｍ／ｍｉｎ
以下として溶融した後、急速凝固させる表面改質が施さ
れていることを特徴とする熱間ダイス。
【００１２】
【発明の実施の形態】上記本発明によって前記の課題が
どのように解決されるか、以下に説明する。
どのように解決されるか、以下に説明する。
【００１３】本発明の熱間ダイスは、Ｎｉ：３０〜６０
％およびＷ：４０〜７０％を含む合金が素材として用い
られたものである。これは以下の理由による。
％およびＷ：４０〜７０％を含む合金が素材として用い
られたものである。これは以下の理由による。
【００１４】図２に示したＮｉ−Ｗ二元系状態図にみら
れるように、Ｗが約４０％以上で凝固時に他元素を固溶
せず、純Ｗに近い相であるα−Ｗ相が晶出する。その他
の相は、ＮｉにＷが最大約４０％固溶したＮｉ固溶体で
ある。また、融点はＷ含有量が４０〜４５％で１５００
℃、４５％を超えると次第に上昇し、７０％で２２００
℃となる。このように、ダイスの高温強度を一段と高め
る上で有効なα−Ｗ相を晶出させるためには、Ｗの含有
量を４０％以上（Ｎｉ含有量は６０％以下）とすること
が必要であり、また、Ｗが７０％を超えて含まれると
（Ｎｉは３０％未満）、融点が２２００℃を超えて溶融
が困難となる。従って、Ｗの含有量は４０〜７０％（Ｎ
ｉは６０〜３０％）とする。
れるように、Ｗが約４０％以上で凝固時に他元素を固溶
せず、純Ｗに近い相であるα−Ｗ相が晶出する。その他
の相は、ＮｉにＷが最大約４０％固溶したＮｉ固溶体で
ある。また、融点はＷ含有量が４０〜４５％で１５００
℃、４５％を超えると次第に上昇し、７０％で２２００
℃となる。このように、ダイスの高温強度を一段と高め
る上で有効なα−Ｗ相を晶出させるためには、Ｗの含有
量を４０％以上（Ｎｉ含有量は６０％以下）とすること
が必要であり、また、Ｗが７０％を超えて含まれると
（Ｎｉは３０％未満）、融点が２２００℃を超えて溶融
が困難となる。従って、Ｗの含有量は４０〜７０％（Ｎ
ｉは６０〜３０％）とする。
【００１５】本発明の熱間ダイスにはＮｉおよびＷ以外
の合金成分が含まれていてもよい。
の合金成分が含まれていてもよい。
【００１６】α−Ｗ相に固溶する元素（Ｗと全率固溶す
る元素）としてはＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｔｉ等
があり、これらの元素はα−Ｗ相の生成についてはＷと
等価と考えられるので、Ｗとそれらの元素の合計が４０
〜７０％であればよい。また、Ｎｉ固溶体に固溶する元
素（α−Ｗ相にあまり固溶しない元素）としてＣｏ、Ｆ
ｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｚｒ等があり、これらの元素はＮｉと
等価と考えと考えられるので、Ｎｉとそれらの元素の合
計が６０〜３０％であればよい。
る元素）としてはＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｔｉ等
があり、これらの元素はα−Ｗ相の生成についてはＷと
等価と考えられるので、Ｗとそれらの元素の合計が４０
〜７０％であればよい。また、Ｎｉ固溶体に固溶する元
素（α−Ｗ相にあまり固溶しない元素）としてＣｏ、Ｆ
ｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｚｒ等があり、これらの元素はＮｉと
等価と考えと考えられるので、Ｎｉとそれらの元素の合
計が６０〜３０％であればよい。
【００１７】ＷはＮｉに固溶してこれを強化する。Ｗの
含有量を増加していくと、前記のように固溶限以上のＷ
はα−Ｗ相となって分散晶出し、更に高温強度が向上す
るが、分散量が増大すると繰り返し熱サイクルによる熱
亀裂が発生し易くなる。特に、分散形態が粗大であると
有害である。
含有量を増加していくと、前記のように固溶限以上のＷ
はα−Ｗ相となって分散晶出し、更に高温強度が向上す
るが、分散量が増大すると繰り返し熱サイクルによる熱
亀裂が発生し易くなる。特に、分散形態が粗大であると
有害である。
【００１８】本発明の熱間ダイスは、上記の組成を有
し、α−Ｗ相が分散しているダイスに対して、表層を溶
融した後、急速凝固させてα−Ｗ相を微細に再晶出させ
る表面改質処理が施されたダイスである。
し、α−Ｗ相が分散しているダイスに対して、表層を溶
融した後、急速凝固させてα−Ｗ相を微細に再晶出させ
る表面改質処理が施されたダイスである。
【００１９】上記組成のダイスの表面に、電気アーク、
レーザー光線、電子ビームなどの熱源を用いてエネルギ
ーを投与すると、表層のみが溶融する。その後、熱源を
移動すると溶融部は自己冷却により急速に凝固するが、
このとき再晶出するα−Ｗ相の凝固組織は微細なデンド
ライト（樹枝状晶）組織となる。熱亀裂に対しては、α
−Ｗ相のデンドライトセルの幅が細かい方が有利であ
り、そのためには溶融深さが浅く、凝固速度が速い方が
望ましい。溶融深さを浅くし表層のみを溶融させるには
パワー密度（単位時間および単位面積当たりのエネルギ
ー（Ｗ／ｃｍ2 ））の高いエネルギーを短時間投与する
のが有効で、ＴＩＧアーク、プラズマアーク、炭素アー
クなどの電気アーク、レーザー光線、電子ビーム等を熱
源として使用することができる。
レーザー光線、電子ビームなどの熱源を用いてエネルギ
ーを投与すると、表層のみが溶融する。その後、熱源を
移動すると溶融部は自己冷却により急速に凝固するが、
このとき再晶出するα−Ｗ相の凝固組織は微細なデンド
ライト（樹枝状晶）組織となる。熱亀裂に対しては、α
−Ｗ相のデンドライトセルの幅が細かい方が有利であ
り、そのためには溶融深さが浅く、凝固速度が速い方が
望ましい。溶融深さを浅くし表層のみを溶融させるには
パワー密度（単位時間および単位面積当たりのエネルギ
ー（Ｗ／ｃｍ2 ））の高いエネルギーを短時間投与する
のが有効で、ＴＩＧアーク、プラズマアーク、炭素アー
クなどの電気アーク、レーザー光線、電子ビーム等を熱
源として使用することができる。
【００２０】凝固組織のデンドライトセルの微細化は融
点での冷却速度により決まるが、表面溶融層の融点での
冷却速度の測定は困難である。そこで、凝固後の高温
（１２００℃）における冷却速度を指標とし、凝固組織
と熱亀裂の発生との関連を検討した結果、１２００℃で
５０℃／秒以上の冷却速度が確保されれば、デンドライ
トセル幅は１０μｍ以下となり、熱亀裂が発生しにくく
なることが判明した。
点での冷却速度により決まるが、表面溶融層の融点での
冷却速度の測定は困難である。そこで、凝固後の高温
（１２００℃）における冷却速度を指標とし、凝固組織
と熱亀裂の発生との関連を検討した結果、１２００℃で
５０℃／秒以上の冷却速度が確保されれば、デンドライ
トセル幅は１０μｍ以下となり、熱亀裂が発生しにくく
なることが判明した。
【００２１】熱間ダイスのような熱間工具の表面は高温
の被加工材と接し、加工完了後、放冷または水冷される
ので、急速な加熱、冷却を繰り返し受けることとなり、
熱亀裂が発生する。したがって、表面改質する層の厚
み、すなわち溶融深さは、前記の急速な加熱、冷却を受
けて温度変化する表層部分を含む必要がある。必要な厚
みが確保されていないと溶融層の下の非改質部（ダイス
の内部側）で亀裂が発生するからである。この必要な厚
みは熱間工具の種類により異なるが、一般的には２ｍｍ
程度である。
の被加工材と接し、加工完了後、放冷または水冷される
ので、急速な加熱、冷却を繰り返し受けることとなり、
熱亀裂が発生する。したがって、表面改質する層の厚
み、すなわち溶融深さは、前記の急速な加熱、冷却を受
けて温度変化する表層部分を含む必要がある。必要な厚
みが確保されていないと溶融層の下の非改質部（ダイス
の内部側）で亀裂が発生するからである。この必要な厚
みは熱間工具の種類により異なるが、一般的には２ｍｍ
程度である。
【００２２】必要な溶融深さを確保するためには、入熱
量、すなわち用いる熱源による単位長さあたりの投与熱
量が１５０００Ｊ／ｃｍ以上であることが必要である。
量、すなわち用いる熱源による単位長さあたりの投与熱
量が１５０００Ｊ／ｃｍ以上であることが必要である。
【００２３】一方、前記の冷却速度の点から入熱量には
上限がある。冷却速度は入熱量と予熱およびパス間温度
により決まり、１２００℃で５０℃／秒以上の冷却速度
を確保するためには、入熱量を３００００Ｊ／ｃｍ以下
とし、予熱およびパス間温度を２００℃以下とすること
が必要である。
上限がある。冷却速度は入熱量と予熱およびパス間温度
により決まり、１２００℃で５０℃／秒以上の冷却速度
を確保するためには、入熱量を３００００Ｊ／ｃｍ以下
とし、予熱およびパス間温度を２００℃以下とすること
が必要である。
【００２４】更に、溶融速度（トーチ走行速度）を１５
ｃｍ／ｍｉｎ以下として溶融することが必要である。本
発明の熱間ダイスは、Ｎｉ−Ｗ固溶体と塊状のα−Ｗ相
からなる母材を均一な溶融状態にした後、急速に冷却し
て熱亀裂が発生しにくい微細なα−Ｗ相を晶出させたも
のであって、溶融時にＮｉ−Ｗ固溶体のみが溶融して、
α−Ｗ相が固体のまま残存していてはその目的が達成さ
れない。従って、α−Ｗ相を十分に溶解するには、溶融
状態のＮｉ−Ｗ固溶体中にα−Ｗ相を一定時間滞留させ
ることが必要になる。いま、溶融速度（トーチ走行速
度）をｖｃｍ／ｍｉｎ、溶融池の長さをｌ（エル）ｍｍ
とすると、溶融池の任意のある点の溶融時間は６×ｌ／
ｖ秒となる。ｌは入熱量と予熱およびパス間温度により
決定されるので、前記の入熱量と予熱およびパス間温度
の範囲で、α−Ｗ相を十分に溶解するために必要なｖを
求めると、１５ｃｍ／ｍｉｎ以下となる。
ｃｍ／ｍｉｎ以下として溶融することが必要である。本
発明の熱間ダイスは、Ｎｉ−Ｗ固溶体と塊状のα−Ｗ相
からなる母材を均一な溶融状態にした後、急速に冷却し
て熱亀裂が発生しにくい微細なα−Ｗ相を晶出させたも
のであって、溶融時にＮｉ−Ｗ固溶体のみが溶融して、
α−Ｗ相が固体のまま残存していてはその目的が達成さ
れない。従って、α−Ｗ相を十分に溶解するには、溶融
状態のＮｉ−Ｗ固溶体中にα−Ｗ相を一定時間滞留させ
ることが必要になる。いま、溶融速度（トーチ走行速
度）をｖｃｍ／ｍｉｎ、溶融池の長さをｌ（エル）ｍｍ
とすると、溶融池の任意のある点の溶融時間は６×ｌ／
ｖ秒となる。ｌは入熱量と予熱およびパス間温度により
決定されるので、前記の入熱量と予熱およびパス間温度
の範囲で、α−Ｗ相を十分に溶解するために必要なｖを
求めると、１５ｃｍ／ｍｉｎ以下となる。
【００２５】ダイスの表層に実際に溶融処理を施すに
は、電気アーク、レーザー光線、電子ビームなどパワー
密度の高いエネルギーをダイスの表面に照射しつつ照射
部位を移動させ、ダイスの表層を線状に溶融し、順次溶
融部（これを「パス」という）を重ねて所定の領域に溶
融部を形成していけばよい。
は、電気アーク、レーザー光線、電子ビームなどパワー
密度の高いエネルギーをダイスの表面に照射しつつ照射
部位を移動させ、ダイスの表層を線状に溶融し、順次溶
融部（これを「パス」という）を重ねて所定の領域に溶
融部を形成していけばよい。
【００２６】上述したように、本発明の熱間ダイスは、
所定の化学組成を有する素材からなり、かつ上記のよう
な表面改質処理が施された結果、表層部がα−Ｗ相の微
細なデンドライト（樹枝状晶）組織となっているので、
加熱冷却の繰り返し熱サイクルを受けても表面に熱亀裂
が発生しにくい。なお、上記の表面改質処理は、熱間ダ
イスに限らず、α−Ｗ相に起因する熱亀裂が生じやすい
他の熱間工具にも勿論適用することができる。
所定の化学組成を有する素材からなり、かつ上記のよう
な表面改質処理が施された結果、表層部がα−Ｗ相の微
細なデンドライト（樹枝状晶）組織となっているので、
加熱冷却の繰り返し熱サイクルを受けても表面に熱亀裂
が発生しにくい。なお、上記の表面改質処理は、熱間ダ
イスに限らず、α−Ｗ相に起因する熱亀裂が生じやすい
他の熱間工具にも勿論適用することができる。
【００２７】
【実施例】図１に示す形状のシームレス鋼管熱間押し出
し用ダイスを用いてＳＵＳ３０４シームレス鋼管（外
径：６０．５ｍｍ、肉厚：３．９ｍｍ、長さ：２０ｍ）
を製管し、ダイスのビレットと接する内面に亀裂が発生
するまでの製管回数を調査した。押し出し温度（ビレッ
ト温度）は１２００℃である。
し用ダイスを用いてＳＵＳ３０４シームレス鋼管（外
径：６０．５ｍｍ、肉厚：３．９ｍｍ、長さ：２０ｍ）
を製管し、ダイスのビレットと接する内面に亀裂が発生
するまでの製管回数を調査した。押し出し温度（ビレッ
ト温度）は１２００℃である。
【００２８】ダイスは表１に示す組成を有するＮｉ−４
５％Ｗ合金の鍛造品で、ビレットと接する内面全面を表
２に示す条件でＴＩＧアークによって溶融処理し、その
後、溶融深さを確保しつつ内面を図１に示した形状に機
械加工したものである。それぞれのダイスの溶融深さを
表２に示した。
５％Ｗ合金の鍛造品で、ビレットと接する内面全面を表
２に示す条件でＴＩＧアークによって溶融処理し、その
後、溶融深さを確保しつつ内面を図１に示した形状に機
械加工したものである。それぞれのダイスの溶融深さを
表２に示した。
【００２９】調査結果を表２に併せて示す。この結果か
ら明かなように、本発明で定める条件で溶融処理を施し
たダイスでは製管回数が３０回に達しても亀裂の発生は
認められなかった。
ら明かなように、本発明で定める条件で溶融処理を施し
たダイスでは製管回数が３０回に達しても亀裂の発生は
認められなかった。
【００３０】これに対して、入熱量またはパス間温度が
本発明で規定する条件を超えるダイス（Ｎｏ．１、１３
および１４）ではα−Ｗ相が微細に晶出せず、製管回数
が１２回もしくはそれ以下で熱亀裂が発生した。入熱量
が過小で必要な溶融深さが得られなかった場合（Ｎｏ．
１０）は、溶融処理層の下層部で熱亀裂が発生し、その
亀裂が表面にまで達した。また、溶融速度（トーチ走行
速度）が規定を超えたダイス（Ｎｏ．１８）ではα−Ｗ
相が溶融処理後も固体のまま残存していて表面改質の目
的が達成されず、やはり熱亀裂が発生した。
本発明で規定する条件を超えるダイス（Ｎｏ．１、１３
および１４）ではα−Ｗ相が微細に晶出せず、製管回数
が１２回もしくはそれ以下で熱亀裂が発生した。入熱量
が過小で必要な溶融深さが得られなかった場合（Ｎｏ．
１０）は、溶融処理層の下層部で熱亀裂が発生し、その
亀裂が表面にまで達した。また、溶融速度（トーチ走行
速度）が規定を超えたダイス（Ｎｏ．１８）ではα−Ｗ
相が溶融処理後も固体のまま残存していて表面改質の目
的が達成されず、やはり熱亀裂が発生した。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【発明の効果】本発明の熱間ダイスは、表層部がα−Ｗ
相の微細なデンドライト（樹枝状晶）組織となっている
ので、加熱冷却の繰り返し熱サイクルを受けても表面に
熱亀裂が発生しにくく、従来のものに比べて工具寿命が
格段に長い。
相の微細なデンドライト（樹枝状晶）組織となっている
ので、加熱冷却の繰り返し熱サイクルを受けても表面に
熱亀裂が発生しにくく、従来のものに比べて工具寿命が
格段に長い。
【図１】実施例で用いたシームレス鋼管の熱間押し出し
用ダイスの形状を示す断面図である。
用ダイスの形状を示す断面図である。
【図２】Ｎｉ−Ｗ二元系状態図である。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で、Ｎｉ：３０〜６０％およびＷ：
４０〜７０％を含み、α−Ｗ相が分散している金属組織
を有する熱間ダイスであって、その表層に、入熱量を１
５０００〜３００００Ｊ／ｃｍ、予熱およびパス間温度
を２００℃以下とし、かつ溶融速度を１５ｃｍ／ｍｉｎ
以下として溶融した後、急速凝固させる表面改質が施さ
れていることを特徴とする熱間ダイス。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21168495A JPH0953140A (ja) | 1995-08-21 | 1995-08-21 | 熱間ダイス |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21168495A JPH0953140A (ja) | 1995-08-21 | 1995-08-21 | 熱間ダイス |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0953140A true JPH0953140A (ja) | 1997-02-25 |
Family
ID=16609880
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21168495A Pending JPH0953140A (ja) | 1995-08-21 | 1995-08-21 | 熱間ダイス |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0953140A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016068134A (ja) * | 2014-09-30 | 2016-05-09 | 日立金属株式会社 | 鍛造用金型及びその製造方法 |
| CN111304496A (zh) * | 2020-03-30 | 2020-06-19 | 重庆市北碚区阿尔发合金材料研究所 | 一种钕铁硼磁体热压模具用镍基变形高温合金 |
-
1995
- 1995-08-21 JP JP21168495A patent/JPH0953140A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016068134A (ja) * | 2014-09-30 | 2016-05-09 | 日立金属株式会社 | 鍛造用金型及びその製造方法 |
| CN111304496A (zh) * | 2020-03-30 | 2020-06-19 | 重庆市北碚区阿尔发合金材料研究所 | 一种钕铁硼磁体热压模具用镍基变形高温合金 |
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