JPS591678A - 複合熱間工具鋼の製造法 - Google Patents

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】 本発明は、たとえばシームレス鋼管製造プロセスにおい
て、穿孔、圧延等に使用されるプラグ。

マンドレル、或は、板１条鋼などの熱間圧延プロセスに
おけるロールのように熱間で材料に塑性加工を加えると
きの工具の製造方法に関する。

前述の如き、熱間で材料に塑性加工を加えるときの工具
は高温強度、耐ヒートクラック性、耐摩耗性にすぐれた
ものでなければならない。かつ、かかる工具は、繰返し
荷重が負荷されるところから、このような負荷下での使
用においても折損しないだ・けの強靭性も併せ有してお
かなくてはならない。

従来の合金成分の調整による単体型の工具鋼の製造プロ
セスによる限シ、工具の耐久性の飛躍的向上は計れない
。

本発明は、熱間工具鋼の耐久性を従来水準の２〜１０倍
に向上せしめる製造プロセスを得ることを目的としてな
された。

本発明の要旨とするところは、Ｃ：０．２〜２．０％（
重量係、以下同じ）、ｓｉ；ｏ、ｉ〜１．５チ。

Ｍｎ　：　０．１〜２．０　’１６−　Ｃｒ　；　０．
５〜２０　’！６を基本成分とし、Ｎｉ　＊　０．５〜
１０　Ｉｓ　１Ｍｏ　；　０．２〜２　％　。

Ｖ：０．１〜１　　％、　　Ｎｂ　　：０．１〜１％、
　　Ｔｉ　　：０．１〜１％の１種または２種以上を含
有し、残部Ｆｓおよび不可避的不純物元素からなる素材
の表面に、合金の粉末、板、或は棒を塗布、貼付等にょ
シ存在せしめ、これにレーザビームを照射して表層部を
溶融せしめ、厚さ０．１〜１０■の範囲の化学成分をＣ
：　１〜３．５％　ｌ　Ｃｒ　：１〜２５％を基本成分
としさらにＮｔ　；　０．５〜１５　％　−Ｍｏ　：　
０．２〜５　％　。

Ｃｏ　；０．２〜３ｉＷ：０．１〜３％ｌＶ：０．１〜
５チ、Ｎｂ：０．１〜５チ、Ｔｔ：ｏ、ｔ〜５係の１種
またＹｉ２ｍ以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不
純物とせしめることを特徴とする複合熱間工具鋼の製造
法にある。

以下に、本発明の詳細な説明する。

本発明者等は実験を伴なう研究の結果、工具鋼の表層部
に超微細な、かつ合金元素が過飽和固溶した特殊組織を
得ることにより、高温強度、耐ヒートクラック性、耐摩
耗性に、すぐれた表層部を有するとともに、強靭性の内
部組織を有する工具鋼の製造が可能であることを知見し
た。

前述の如き、超微細な、合金元素が過飽和固溶した浅層
部組織を得るためには、たとえば溶融合金を３００℃／
１以上といった超急速間で冷゛却することが必要となる
。

本発明者等の研究によれば、通常は、析出物を作るＣ　
ｌ　ｃｒ等の元素を過飽和固溶せしめた組織を得るだめ
に必要な冷却速度は、第１図に示すように合金元素量の
増加とともに大きくなり、第２図に示す如く合金の硬度
もそれに伴なって増加する。

本発明者等は、レーザビームのエネルギー集積度が、他
の加熱手段に比し桁違いに大きいことに着目し、レーザ
ビームを工具鋼表面へ照射することによシ、迅速に表面
層のみを溶融せしめ、その後、近傍の低温の未溶融部か
らの抜熱によって表層部を急速に冷却せしめ、合金元素
が過飽和固溶した超微細な表層部硬化組織（一種のマル
テンサイト組織）を得ることに成功した。

このように、レーザビームを照射して、表層部の選択的
溶融および超急速冷却によって合金元素を過飽和固溶せ
しめた硬化層を得るに際しては、表層部に適用する合金
元素との組合せが重要である。また、表層部の超急速冷
却は、溶融部近傍の金属の抜熱によるものであるから素
材の厚さは、溶融深さの２〜３倍以上が必要であシ、レ
ーザビームのエネルギ密度は、１ｋＷ／ｉ以上、移動照
射の場合は、走査速度１ｍ／ｓｅｅ以上、静止照射の場
合は、照射時間５秒以内でなければならない。この条件
を満足しないときは、熱拡散等によって表層部のみの急
速加熱、超急速冷却という本発明のプロセスが成立しな
くなるからである。そして、このときの工具鋼表層部に
おける冷却速度は３００℃／ｓ以上を必要とする・ 一方、上に述べたような、マルテンサイト組織の得られ
ない組成のもの、たとえばＮｉ−Ｃｒ系のオーステナイ
ト鋼或は高Ｃｒのフェライト鋼のような場合は、レーザ
照射により粗大炭化物等を過飽和固溶した後の熱処理で
、超微細析出物を均一析出させることによシ硬化させる
・、ことができる。

たとえば、２Ｃ−２０Ｃｒ−１ＯＮｉ系の表層部組酸の
工具鋼表面にレーザを照射した後、６００℃×３０　分
間の熱処理を行なうと、硬さくＨｖ）がレーザ照射熱処
理前にＨｖ＝１５０であったものが３００に向上する。

次に、母材合金組成ならびに浅層部合金組成における成
分量の限定根拠を説明する。

母材に関しては、高温強度、強靭性、クラック伝播阻止
性という観点から組成を設定した。

Ｃは常温および高温における強度を高めるために添加す
る。Ｃ（０，２％では熱間工具鋼に要求される強度を付
与し得ない。

Ｃ）　２．０　ｑ６ではカーノ々イド量が多く晶析比し
て脆くなる。従って、Ｃ：０，２〜２．０チとした。

Ｓｌ　、　Ｍｎは工具鋼の強度、靭性に大きな影響は与
えないけれども、Ｓｉ　）　１．５　ｆｉｒ　、　Ｍｎ
　＞　２．０％の領域では靭性を劣化せしめるので、８
１：０．１〜１．５％　、　Ｍｎ　：　０．１〜２．０
％とした。Ｓｌ　、　Ｍｎは通常脱酸剤として添加され
、ｏ、１ｓａｔ度は、不可避的に含有する。

ｃｒは焼入性を増し、マトリックスの強度を向上せしめ
る元素である。またｃｒはＣｒ、Ｃ，ｔ　Ｃｒ２５Ｃｂ
などのカーバイドを生成することによっても強度を向上
せしめる。焼入、焼戻組織は靭性も向上する。しかしな
がら、Ｃｒ）２０％では工具鋼の靭性を劣化せしめるの
で、Ｃｒ；０．５〜２０％とした。

Ｃｒ　（０，５％では必要な強度を付与し得ない。

Ｎ１は焼入性を向上させ、マトリックスの強度。

靭性を向上せしめる。Ｎ１は高価な元素であるから添加
しても１０チまでとする。一方、Ｎ１）５％でオーステ
ナイト組織が出易くなるので、通常１〜３％とする。

Ｍｏはマトリックスを強靭化せしめる元素である。

０．２４未満では効果を発現できないことならびに、２
チ超では効果が飽和することおよび高価な元素である処
からＭｏ　：　０．２〜２．０俤とした。

Ｖ　、　Ｎｂ　、　Ｔｌは炭化物生成元素であり、微細
カーバイドの分散によシ組織を微細化し靭性を向上せし
める。この効果を発現せしめるだめの下限が各々０．１
俤であり、効果の飽和点が各々１．０俤で表層部は高温
強度、耐ヒートクラツク性、耐摩耗性を溶融状態からの
超急速令姉による超微細組織と合金組成との結合によっ
て付与する。かかる観点から表層部に適用される各合金
成分の種類と量範囲を以下の通シ限定する。

Ｃは炭化物を形成せしめる基本元素であり、カーバイド
は耐摩耗性付与に機能する。しかしながう、大キなカー
バイドはヒートクラックの発生を助長するから微細化す
る必要がある。

本発明においては、このカーバイドの微細化を、レーザ
ど一ムの照射による表層部の急速溶解および引続く超急
速冷却によって行なう。

Ｃ含有量１チは耐摩耗性向上に有効なカーバイド生成に
必要な最低量であり、Ｃ）３．５％ではカーバイド量が
過多となって脆くなシ、急速凝固時に割れを惹起せしめ
る。また、耐熱亀裂性を劣化せしめる。従って、Ｃ：１
〜３．５％とした。

Ｃｒはカーバイド生成元素であ’）　、Ｆ＠３Ｃ単独よ
フもＣｒの置換した（Ｆｅ＋Ｃｒ）５Ｃ或はＣｒ、Ｃ３
゜Ｃｒ　２５ＣｂＯ方が硬度高く、耐摩耗性、高温強度
向上の面ですぐれている。これらの効果を発現せしめる
ためには少なくとも１％の含有量は必要であシ、一方、
２５チを超えると、カーバイドになシきらずにマトリッ
クス中のＣｒも多くなシ、マトリックスを脆化する。従
って、Ｃｒ：１〜２５チとした。

Ｎｉはマトリックスをマルテンサイト或はベーナイト化
して強靭化する。Ｎ１は高価な金属であり、添加しても
１５チまでとする。通常、１〜３チ添加すれば前述の効
果は得られる。

しかしながら、母材に１０％近（Ｎｌを添加してオース
テナイトにした場合には、表層部へも同程度添加して熱
膨張率の差を小さくしなければならないＯ Ｍｏはマトリックス強靭化元素である。その含有量が０
６２係未満では効果を発現できないこと、ならびに５係
超では効果が飽和することおよび高価な元素である処か
らＭｏ　：　０．２〜５俤とした。

Ｃｏはマトリックスを強靭化して、耐熱亀裂性を向上せ
しめる元素である。前述の効果を発現せしめるためには
最低０．１％の含有量は必要であり、一方、３チで効果
は飽和するのみでなく、ＣＯは高価な元素であるからＣ
ｏ’、０．２〜３チとした。

Ｗｌｄ−ｒｉＪックスおよびカーバイド強化元素であシ
、タングステンカーバイドは高硬度のため耐摩耗性を向
上せしめる。この効果を発現せしめるためには少なくと
も、０．１％の含有量は必要であり、他方、その含有量
３係で効果が飽和するばかりでなく、Ｗは高価でもある
からＷ　：　０．１〜３チとした。

Ｖ　、　Ｎｂ　、　ＴＩは炭化物生成元素であシ、微細
カーパイ、ドの分散によシ組織を微細化し靭性を向上せ
しめる。また、耐熱亀裂性を向上せしめる。これらの効
果を発現せしめるだめに少なくとも０．１俤の含有量が
各々必要であり、５％の含有量でその効果が各々飽和す
るから、これらの添加元素は、その含有量範囲を０．１
〜５チとした。

上に述べた工具鋼の表層部を形成する合金元素を母材上
に合金粉末として或は合金板材若しくは棒材として塗布
または貼付する等によシ適用するときにはレーザビーム
を照射したときの蒸発、昇華或は酸化により失なわれる
分量を見込んで上載せした成分とすることが必要である
。

因みに、本発明者等の実験結果によればレーザビーム照
射時の歩留はＣ：５０〜８０チｅ　Ｃｒ　；７０〜７５
％、　Ｎｌ　：　９０〜１００　％　、　Ｍｏ　：　６
０〜９０　％　、　Ｃｏ　：　９０〜１００　％　、　
Ｗ　：　６０〜９０％、　Ｖ　、　Ｎｂ　、　Ｔｉ　；
　５０〜８０％である。

これらの歩留は、レーザビームを照射するときの雰囲気
、照射条件によ）賛化する。

本発明ではこのような合金組成を有する金属粉末、板、
棒を母材上に塗布或は貼付する表どして、これにレーザ
ビームを照射して急速に加熱溶融せしめ、直ちに周囲へ
の熱拡散により超急速冷却し表層部における合金元素の
過飽和固溶によル超微細組織を得る。

レーザビームを照射するときの条件について述べると、
通常、高出力レーザ（ＣＯ□レーザ）において、ビーム
径を絞ったときは０．１■φに最大１０６〜１０９ｗ／
ｃｒｎ２のエネルギ密度が得られる。しかし広り面積を
照射するときは・、ビーム径を大きくした方が能率がよ
い。

今、１０ｗＩφのレーザビームを１閣／δの速度で移動
し、金属材料の深さ５ｍまでを常温から１８００℃に昇
温するにはレーザビームの吸収効率を７０係として約１
　ｋＷ／ｃｍ２のエネルギ密度が必要となる。

材料の表層部のみを溶融せしめ、超急速冷却を行なうに
はレーザビームの走査速度は早い方が好ましいけれども
、エネルギ密ｅ　１　ｋＷ／ｃｒｎ＊の場合は、上述の
ように１ｍｌ＋ｉまで落さねばならない。

何れにしても、熱が内部に伝導拡散する前に処理を終ら
なければ超急速冷却が不可能になるばかりでなく、表層
部の必要な部分のみを加熱溶融せしめてエネルギ効率を
高くシ、また熱歪を生起せしめないとｂう観点からも照
射時間は短がくなければならない。

因みに鉄の熱伝導率は約２０〜３０　ｋｃａｔ／ｍ−ｈ
・℃であるが、今、１０ｍ＋φの面積に１ｋｗ／ｃｒｎ
２（〜８６０　ｋｃＬｔ／　ｈ　）の熱を与えて温度が
１８００’Ｃまで上昇したとき、その半分の熱量が内部
へ１螺伝導するのに５秒しか要しない。従って５秒間よ
り長い照射を行なうと大半の熱量が内部へ伝導してしま
い、レーザビーム照射による加熱の効果を喪失する。

レーザビームの照射による材料表層部の溶融後の冷却速
度は既に述べたように凝固組織に直接的な影響を与え、
第３図に示すように冷却速度が太きｈ根組織は微細化さ
れる。

水冷却による場合は、冷却速度は最高１００℃／８程度
であるけれども、本発明によるレーザビーム照射による
表層部のみの溶融、伝導拡散による冷却といった過程に
よれば３００℃／Ｂ以上の冷却速度が容易に得られ、溶
融深さが１閣以下の場合は１０４℃／Ｓに達する。

かかる高い冷却速度を可能ならしめるためには、周囲の
温度が上昇していないことが必要であり、短時間照射が
必須の条件となってくる。

上に述べた超急速冷却によシ工具材料の表層部には合金
元素の過飽和固溶した超微細な結晶組織が得られる。

凝固組織の大きさと耐熱亀裂性との間には第４図に示す
ように密接な関係がある。これは、熱亀裂の起点、伝播
経路に析出物（カーバイド）の大きさ、量が影響してい
るからであり、カーバイドの大きさ、量は凝固速度によ
って決まる。たとえばシームレス鋼管圧延用プラグ、熱
間圧延゛用ａ−ルにおいて、その寿命を律する要因とし
て熱亀裂が起因しなｈ程度までに熱亀裂深さを抑える結
晶組織の大きさとするためには、３００℃／Ｓ以上の冷
却が必要である。

このようにして得られた表層部の微細組織では、カーバ
イドも超微細均一分散となシ、熱亀裂の発生伝播が遅れ
、耐熱亀裂性が著しく改善される。

熱亀裂が抑制される結果、熱の伝導が阻害されないから
表面の温度上昇を抑え、この面からも耐摩耗性、耐塑性
流動性が改善される。このようにして、熱間工具として
の寿命が飛躍的に向上する。

さらに、超微細組織になると靭性延性が改善されるから
、摩擦面のなじみがよくなり疲労硬化が減少し摩擦抵抗
が増大する。また欠は落ちて行く微小部分（摩耗粉）も
微細になり摩耗速度を低下せしめる。さらに摩耗粉によ
るアゾレージ、ン作用も軽減され、この面からも工具寿
命を延長する。

先に述べた、工具材料表層部の超急速冷却により合金成
分は過飽和固溶する。通常の方法で析出物を形成してし
まう、Ｃ，Ｃｒ等を超急速冷却により過飽和固溶させた
場合、マトリ、クスの歪エネルギが増大し、従来の水準
を超える高い硬度の材料が得られる。この組織は一種の
マルテンサイト組織であＦ）、Ｃ，Ｃｒ＊ＭｏａＷ等を
過飽和固溶してその量を著しく高めることによってさら
に高い硬度をもたらすべく機能する。

以上述べたレーザビーム照射による熱間工具材料の製造
は、レーザビームという巨大なエネルギ集積度を有する
手段によって材料の表層部のみを短時間に溶融凝固せし
めるものであるから大きな熱応力的インノ９クトを与え
る。従ってＣ＞１％のような割れ易い素材を対象とする
ときは、素材（母材）を５００〜８００℃に予熱した後
、レーザビームを照射するとよい・ また、表層と内層の境界部、の強度を確保するために、
物性値特に熱膨張率、熱伝導率などの差異はできる限シ
小さくなるように成分組合せを考慮する必要がある。

実施例 Ｃ：０．８％ａ　Ｃｒ　：　ｓ　％　ｌ　Ｍｅ　：　１
　％　ｊｖ　；　ｏ、　ｓ’Ｉ）　＠　Ｆｅ　：残から
なる低合金鋼を母律とするシームレス鋼管圧延用プラグ
の表層部にＣ：２．５％。

Ｃｒ　：　１５％　ｅ　ｙｏ　：　２　％　ｌ　Ｗ　：
　２　％　ａ　ｖ：３　％　ｅＦｅ；残からなる粉末を
塗布し、１−ＯｋＷ　、　Ｃｏ２レーザ発振装置によＦ
）　１３０　ｋｗ／ｃｒｎｌの密度の、レーザビーム（
ビーム径；３調φ、走査速１１５■／ｍ）を照射した。

照射区穢は第５図に示す部位（６）で厚さは約５瓢であ
る。プラグ寸法は、Ｄｐ１９３．　φである。このプラ
グを使用して、素材寸法２２２＋ｍφＸ１１．８ｍ＋ｔ
の管を２１２ｗφＸ８．８ｗｔの管とする圧延を行なっ
た結果、従来の製造法によるプラグは、４０〜８０回の
圧延の寿命であったけれども、本発明の実施例のプラグ
は２００〜３００回の寿命であった。

第６図および第７図に表層部の金属組織を示す。

本発明は以上述べたように構成したから、従来水準の２
〜１０倍の寿命をもつ熱間工具材料を得ることができる
。

【図面の簡単な説明】

第１図は固溶組織を得るために必要な冷却速度とＣ量と
の関係を示す図、第２図は固溶組織中の合金元素量と硬
さの関係（ａ、ｂ、ａは係数）を示す図、第３図は冷却
速度とデンドライトのアームスベーシングとの関係を示
す図、第４図はデンドライトのアームス（−シンクと亀
裂深さの関係を示す図、第５図は実施例のシームレス鋼
管圧延用ｊ５　／　Ｋ　対するレーザビーム照射区域（
６）を示す説明図、第６図および第７図は実施例に従い
レーザビーム照射された表層部の金属組織を示す顕微鏡
写真である。 第１図 Ｃ量 第２図 合金元素量 Ｃす（２ＣｒｆｂＭａすｃＶＪ ／３６６−ｐｌｏｏｌ）’Ｃ乎均蹄却逮撲（０９合）竿
４叫

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．２〜２．　Ｏチ（重量係、以下同じ）、Ｓｌ；
   ０．１〜１．５％　、Ｍｎ　：０．１〜２．０％　＊　
   Ｃｒ　：　０５〜２０チを基本成分とし、Ｎｉ：０．５
   〜１０チー、ＭＯ；０．２〜２％　、　Ｖ　：　０．１
   〜１　％　、　Ｎｂ　：０．１〜１％　。 Ｔｌ：０．１〜１チの１種まだは２種以上を含有し、残
   部Ｆｅおよび不可避的不純物元素からなる素材の表面に
   、合金の粉末、板、或は棒を塗布、貼付等によシ存在せ
   しめ、これにレーザビームを照射して表層部を溶融せし
   め、厚さ０．１〜１０ｍの範囲の化学成分を、Ｃ：　１
   〜３．５　％　、Ｃｒ　；　１〜２５　％を基本成分と
   しさらにＮｉ：０．５〜１５チ、　Ｍｏ　’。 ０．２〜５チ、Ｃｏ：０．２〜３チ、Ｗ：０．１〜３俤
   。 Ｖ　：　０．１〜５％　、　Ｎｂ　：　０．１〜５％　
   、　Ｔｌ　：　０．１〜５％の１種または２種以上を含
   有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物とせしめることを
   特徴とする複合熱間工具鋼の製造法。