JPS60208457A - 合金工具鋼 - Google Patents
合金工具鋼Info
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- JPS60208457A JPS60208457A JP6118784A JP6118784A JPS60208457A JP S60208457 A JPS60208457 A JP S60208457A JP 6118784 A JP6118784 A JP 6118784A JP 6118784 A JP6118784 A JP 6118784A JP S60208457 A JPS60208457 A JP S60208457A
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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。
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、熱処理特性に優れており、特に残留オーステ
ナイトのマルテンサイト変態促進効果により変形量が小
さく、したがって残留オーステナイトによる経年変形が
著しく抑制されて、低歪であると共に、焼入れ・焼もど
し後に大きな硬さが得られる合金工具鋼に関し、高速度
工具鋼、冷間り共用、熱間工具鋼、鋳造工具鋼等に利用
される合金Ｉ：具鋼に関するものである。
ナイトのマルテンサイト変態促進効果により変形量が小
さく、したがって残留オーステナイトによる経年変形が
著しく抑制されて、低歪であると共に、焼入れ・焼もど
し後に大きな硬さが得られる合金工具鋼に関し、高速度
工具鋼、冷間り共用、熱間工具鋼、鋳造工具鋼等に利用
される合金Ｉ：具鋼に関するものである。
（従来技術）
近年、作業環境の向上、無公害、省力等の観点から、例
えば高速度工具鋼等の合金工具鋼を素材とする切削工具
や金型では、真空焼入れや雰囲気焼入れが盛んである。
えば高速度工具鋼等の合金工具鋼を素材とする切削工具
や金型では、真空焼入れや雰囲気焼入れが盛んである。
これらの焼入れでは、この種の合金工具鋼の焼入れ冷却
速度が遅いことに原因して焼入れ・焼もどし硬さが低下
しやすいので、対象物に対する寸法的な制約を受けるこ
とが多いという問題点があった。
速度が遅いことに原因して焼入れ・焼もどし硬さが低下
しやすいので、対象物に対する寸法的な制約を受けるこ
とが多いという問題点があった。
（発明の目的）
本発明は、上述した従来の問題点に着目してなされたも
ので、熱処理特性に優れ、低歪であると共に、焼入れ・
焼もどし後に高い硬さが得られる合金工具鋼を提供する
ことを目的としている。
ので、熱処理特性に優れ、低歪であると共に、焼入れ・
焼もどし後に高い硬さが得られる合金工具鋼を提供する
ことを目的としている。
（発明の構成）
本発明による合金工具鋼は２重量％で、Ｃ：０．３５〜
２．５０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜
１．５％、Ｃｒ：３．０〜２０．０％、Ｓ：０．００２
０％以下、Ｎ：２００ｐｐｍ以下、Ｂ：０．０００１〜
０．０５００％、必要に応じて、Ｍｏ：０．１０〜１５
．０％、Ｗｈｏ、１０〜２５．０％、ｖ：０．０１〜５
．０％、Ｃｏ：０．０１〜２０．０％、Ｎｂ：０．０１
〜５．０％、Ｔａ：０．０１〜５．０％、Ｚｒ：０．０
０１〜２．０％、Ｔｉ：０．００１〜２．０％、Ｈｆ：
０．００１〜２．０％、Ｓｃ：０．００１〜２．０％Ｉ
Ｙ二０．００１〜２．０％のうちの１種または２種属１
−１およびＮｉ：０．２５〜２．０％、Ｃｕ：０．２５
〜２．０％のうちの１種または２種、残部実質的にＦｅ
からなり、高速度工具鋼、冷間工其鋼、熱間工具鋼、鋳
造工具鋼等に適用され、熟熱Ｊｌｌｊ特性に著しく優れ
ていることを特徴としている。
２．５０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜
１．５％、Ｃｒ：３．０〜２０．０％、Ｓ：０．００２
０％以下、Ｎ：２００ｐｐｍ以下、Ｂ：０．０００１〜
０．０５００％、必要に応じて、Ｍｏ：０．１０〜１５
．０％、Ｗｈｏ、１０〜２５．０％、ｖ：０．０１〜５
．０％、Ｃｏ：０．０１〜２０．０％、Ｎｂ：０．０１
〜５．０％、Ｔａ：０．０１〜５．０％、Ｚｒ：０．０
０１〜２．０％、Ｔｉ：０．００１〜２．０％、Ｈｆ：
０．００１〜２．０％、Ｓｃ：０．００１〜２．０％Ｉ
Ｙ二０．００１〜２．０％のうちの１種または２種属１
−１およびＮｉ：０．２５〜２．０％、Ｃｕ：０．２５
〜２．０％のうちの１種または２種、残部実質的にＦｅ
からなり、高速度工具鋼、冷間工其鋼、熱間工具鋼、鋳
造工具鋼等に適用され、熟熱Ｊｌｌｊ特性に著しく優れ
ていることを特徴としている。
次に、本発明による合金工具鋼の化学成分組成範囲（重
量％）の限定理由を以下に述べる。
量％）の限定理由を以下に述べる。
Ｃ：０．３５〜２．５０％
ＣはＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ 、Ｚｒなどの炭化物形
成元素と結合して、硬い複炭化物を生成し、１□共とし
て必要な耐斤耗性の向上に著しく効果があり、また基地
中に固溶してジノ削工具用として所要の硬さを付与せし
めるために必要な成分元素である。すなわち、Ｃ量が０
．３５％より低いときは、焼入時に基地中に固溶するＣ
（ｉＩが低くなり、ＨＲＣ５８以トの焼もどし硬さを得
ることが困難となる。一方、Ｍ７ ｃ３型高化物の存在
する領域はＣとＣｒとの相互の量により異なるが、Ｃｒ
量が増すほど？ｊ６）＆素側に移行する。しかしながら
、多量に添加すると一斥耗性は増大するが、鍛造性およ
び靭性が低下するため２．５０％以下に限定した。
成元素と結合して、硬い複炭化物を生成し、１□共とし
て必要な耐斤耗性の向上に著しく効果があり、また基地
中に固溶してジノ削工具用として所要の硬さを付与せし
めるために必要な成分元素である。すなわち、Ｃ量が０
．３５％より低いときは、焼入時に基地中に固溶するＣ
（ｉＩが低くなり、ＨＲＣ５８以トの焼もどし硬さを得
ることが困難となる。一方、Ｍ７ ｃ３型高化物の存在
する領域はＣとＣｒとの相互の量により異なるが、Ｃｒ
量が増すほど？ｊ６）＆素側に移行する。しかしながら
、多量に添加すると一斥耗性は増大するが、鍛造性およ
び靭性が低下するため２．５０％以下に限定した。
Ｓｉ：０．１〜２．０％
Ｓｉは主に脱酸剤として作用し、通常冷ｆｌＪ＋ダイス
鋼には０．１〜０．５％含有させるが、さらに増加して
添加すれば炭化物の析出反応を促進させて炭化物の微細
化を図ることができる。また、焼入性を向上させると共
に固体基地を強化して降伏点を高め、高温度での表面酸
化を阻止するとともに疲労限を向上させるのに有効な成
分元素である。ただし、多量に添加すると熱伝導性の低
ドと靭性の劣化が生じることによる工具寿命の短縮をも
たらすので２．０％以下に限定した。
鋼には０．１〜０．５％含有させるが、さらに増加して
添加すれば炭化物の析出反応を促進させて炭化物の微細
化を図ることができる。また、焼入性を向上させると共
に固体基地を強化して降伏点を高め、高温度での表面酸
化を阻止するとともに疲労限を向上させるのに有効な成
分元素である。ただし、多量に添加すると熱伝導性の低
ドと靭性の劣化が生じることによる工具寿命の短縮をも
たらすので２．０％以下に限定した。
Ｍｎ：０．１−１．５％
Ｍｎは主に脱酸剤および脱硫剤として作用するが、焼入
性の向」二にも寄与する元素である。モしてＩ−分な脱
酸・脱硫効果を得るためには、最低量でもＯ，１％が必
要である。ただし、多量に添加するとＭｎ化合物の析出
により靭性や焼もどし軟化抵抗性が低下し、また加工硬
化が生じゃすく被削性を劣化させるので１．５％以下に
限定した。
性の向」二にも寄与する元素である。モしてＩ−分な脱
酸・脱硫効果を得るためには、最低量でもＯ，１％が必
要である。ただし、多量に添加するとＭｎ化合物の析出
により靭性や焼もどし軟化抵抗性が低下し、また加工硬
化が生じゃすく被削性を劣化させるので１．５％以下に
限定した。
Ｃｒ：３．０〜２０．０％
ＣｒはＣと結合して複合炭化物を形成し、耐摩耗性の向
上に大きく寄与する元素である。また、基地中にも多量
に固溶して焼入性を向上させるとともに焼もどし酸化抵
抗性や耐酸化性の向上にも大きく寄与する。そして、こ
のような効果を得るためには、少なくとも３．０％添加
する必要がある。ただし、多量に添加すると靭性や焼も
どし軟化抵抗性の増加効果はさほど著しくなく、かえっ
て脆化するので２０．０％以下に限定した。
上に大きく寄与する元素である。また、基地中にも多量
に固溶して焼入性を向上させるとともに焼もどし酸化抵
抗性や耐酸化性の向上にも大きく寄与する。そして、こ
のような効果を得るためには、少なくとも３．０％添加
する必要がある。ただし、多量に添加すると靭性や焼も
どし軟化抵抗性の増加効果はさほど著しくなく、かえっ
て脆化するので２０．０％以下に限定した。
Ｓ＋０．００２０％以下
Ｓは地疵の発生を増大するので、このＳ量を規制するこ
とによって地疵の発生を抑制し、ｉ！！疵等級を向上さ
せるようにするためにその上限を０．００２０％とした
。
とによって地疵の発生を抑制し、ｉ！！疵等級を向上さ
せるようにするためにその上限を０．００２０％とした
。
Ｎ：２００ｐｐｍ以下
Ｎが多量に含まれると他の添加元素と窒化物を形成し、
大きな炭窒化物が鋼中に存在することとなって工具の性
能を劣化させるのでこの上限を２００ｐｐｍとした。
大きな炭窒化物が鋼中に存在することとなって工具の性
能を劣化させるのでこの上限を２００ｐｐｍとした。
Ｂ：０．０００１−０．０５００％
Ｂは熱処理の際においてパーライトノーズ。
ベーナイトノーズを長時間側に移行し、残留オーステナ
イトのマルテンサイト変態を促進させる効果があり、ま
た、焼入れ温度の上昇に伴なう焼入れ硬さの低下を軽微
にし、焼入結晶粒の粗大化温度を高めるのにも有効であ
り、さらには徐冷却焼入れ材の焼もどし硬さ低下を著し
く抑制する効果もある。そして、これらの効果を得るた
めにはｏ、ｏｏｏｉ％以上含有させることが必要である
。しかし、多量に添加すると靭性を劣化させるので０．
０５００％以下に限定した。
イトのマルテンサイト変態を促進させる効果があり、ま
た、焼入れ温度の上昇に伴なう焼入れ硬さの低下を軽微
にし、焼入結晶粒の粗大化温度を高めるのにも有効であ
り、さらには徐冷却焼入れ材の焼もどし硬さ低下を著し
く抑制する効果もある。そして、これらの効果を得るた
めにはｏ、ｏｏｏｉ％以上含有させることが必要である
。しかし、多量に添加すると靭性を劣化させるので０．
０５００％以下に限定した。
Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒ。
Ｔｉ 、Ｈｆ 、Ｓｃ、Ｙはいづれも鋼の基地を強化し
、耐熱性、＃摩耗性、靭性等を向上させる元素であり、
各々の成分範囲は以下のとおりとした。
、耐熱性、＃摩耗性、靭性等を向上させる元素であり、
各々の成分範囲は以下のとおりとした。
Ｍｏ：Ｏ，ｌＯ〜１５．０％、Ｗ：０．１０〜２５．０
％ ＭＯおよびＷは、Ｃと結合して微細なＭ２Ｃ型、あるい
はＭ６Ｃ型の複合炭化物を生成させかつ基地中にも固溶
して基地を強化するので耐摩耗性や高温硬さを高めると
共に、焼もどし軟化抵抗性の向上や耐ヒートチェック性
の改善に大きく寄す−する元素である。そして、炭化物
生成元素であるＭｏ 、Ｗの添加は高炭素高クロム鋼と
同等以上の優れた耐摩耗性や焼入性を伺与させるので、
本発明の１」的に対しイ１益な性能を与える。しかし、
ＭＯが１５．０％を超え、Ｗが２５．０％を超える添加
は比較的効果が少なく、また高価なものとなるので、こ
れらの上限をＭＯについては１５．０％、Ｗについては
２５．０％に限定した。
％ ＭＯおよびＷは、Ｃと結合して微細なＭ２Ｃ型、あるい
はＭ６Ｃ型の複合炭化物を生成させかつ基地中にも固溶
して基地を強化するので耐摩耗性や高温硬さを高めると
共に、焼もどし軟化抵抗性の向上や耐ヒートチェック性
の改善に大きく寄す−する元素である。そして、炭化物
生成元素であるＭｏ 、Ｗの添加は高炭素高クロム鋼と
同等以上の優れた耐摩耗性や焼入性を伺与させるので、
本発明の１」的に対しイ１益な性能を与える。しかし、
ＭＯが１５．０％を超え、Ｗが２５．０％を超える添加
は比較的効果が少なく、また高価なものとなるので、こ
れらの上限をＭＯについては１５．０％、Ｗについては
２５．０％に限定した。
Ｖ：０．０１〜５．０％
ＶはＣと結合して非常に硬くしかも固溶しにくいＭＣ型
炭化物を生成し、耐摩耗性の向上や焼もどし硬さの増加
に大きく寄与し、かつ結晶粒を微細化させる結果、靭性
を向上させるのに効果がある。そして、上記効果を有効
に発揮させるためには少なくとも０．０１％添加する必
要がある。しかしながら、■は有効なＣを固定するため
に、それに適合したＣ量の増加が必要である。また、■
を多量に添加すると、硬さの高いＭＣ型炭化物が多くな
り耐摩耗性は著しく向上するが、逆に被削性や靭性が劣
化する。しかしながら、Ｓｉを添加することによってＭ
Ｃ型炭化物を微細にしかも均一に分散させることができ
るので、従来の冷間用工具鋼に含まれる２％前後の■よ
り多量に添加しても上記劣化は非常に少ない、それゆえ
にＶ量の上限は５．０％とした。
炭化物を生成し、耐摩耗性の向上や焼もどし硬さの増加
に大きく寄与し、かつ結晶粒を微細化させる結果、靭性
を向上させるのに効果がある。そして、上記効果を有効
に発揮させるためには少なくとも０．０１％添加する必
要がある。しかしながら、■は有効なＣを固定するため
に、それに適合したＣ量の増加が必要である。また、■
を多量に添加すると、硬さの高いＭＣ型炭化物が多くな
り耐摩耗性は著しく向上するが、逆に被削性や靭性が劣
化する。しかしながら、Ｓｉを添加することによってＭ
Ｃ型炭化物を微細にしかも均一に分散させることができ
るので、従来の冷間用工具鋼に含まれる２％前後の■よ
り多量に添加しても上記劣化は非常に少ない、それゆえ
にＶ量の上限は５．０％とした。
Ｃｏ：０．０１〜２０．０％
ＣＯは基地中に固溶して基地を強化し、炭化物の析出お
よび凝集をおくらせ、高温における硬さと耐力を著しく
向上させる元素である。したがって、耐熱性、１摩耗性
の向上にはきわめて効果的な元素である。そして、上記
の効果を有効に発揮させるためには、少なくとも０．０
１％添加する必要がある。ただし、多量に添加すると固
溶によるＣＯ単独相の晶出が生じることにより内部歪が
大となり、靭性が低下するため２０．０％以下に限定し
た。
よび凝集をおくらせ、高温における硬さと耐力を著しく
向上させる元素である。したがって、耐熱性、１摩耗性
の向上にはきわめて効果的な元素である。そして、上記
の効果を有効に発揮させるためには、少なくとも０．０
１％添加する必要がある。ただし、多量に添加すると固
溶によるＣＯ単独相の晶出が生じることにより内部歪が
大となり、靭性が低下するため２０．０％以下に限定し
た。
Ｎｂ：０．０１〜５．０％、Ｔａ：０．０１〜５．０％
Ｎｂ、Ｔａは非常に高融点の微細な特殊炭化物を形成す
る元素であるので、＃Ｉｌ造、圧延および焼入れの際に
加熱温度の上昇にともなう結晶粒の粗大化を阻止させる
効果がある。そして、このような効果を得るためには０
．０１％以上とする必要がある。一方、５．０％を超え
て多量に含有すると、焼もどし軟化抵抗性の劣化や靭性
の低下をもたらすのでＮｂ、Ｔａの上限は５．０％とし
た。
る元素であるので、＃Ｉｌ造、圧延および焼入れの際に
加熱温度の上昇にともなう結晶粒の粗大化を阻止させる
効果がある。そして、このような効果を得るためには０
．０１％以上とする必要がある。一方、５．０％を超え
て多量に含有すると、焼もどし軟化抵抗性の劣化や靭性
の低下をもたらすのでＮｂ、Ｔａの上限は５．０％とし
た。
Ｚｒ、Ｔｉ 、Ｈｆ、Ｓｃ、Ｙ：各々０．００１〜２．
０％ これらの元素は窒素を固定してＭＣ型炭化物を間接的に
微細に析出させると共に結晶粒の調整に有効に作用し、
結晶粒の微細化をはかることができるので、靭性向上に
著しく寄与する。ただし、これらの元素の添加量が多過
ぎるとＭＣ型の巨大炭化物が晶出すると共に、これらの
元素の結晶粒界への優先析出がおこるため脆化現象が生
ずる。
０％ これらの元素は窒素を固定してＭＣ型炭化物を間接的に
微細に析出させると共に結晶粒の調整に有効に作用し、
結晶粒の微細化をはかることができるので、靭性向上に
著しく寄与する。ただし、これらの元素の添加量が多過
ぎるとＭＣ型の巨大炭化物が晶出すると共に、これらの
元素の結晶粒界への優先析出がおこるため脆化現象が生
ずる。
従ってＺｒ、Ｔｉ 、Ｈｆ、Ｓｃ、Ｙは各々０．００１
〜２．０％に限定した。
〜２．０％に限定した。
Ｎｉ、Ｃｕはいづれも焼入性を向上させて靭性を高める
元素であり、各々の成分範囲を以下のように限定した。
元素であり、各々の成分範囲を以下のように限定した。
Ｎｉ：０．２５〜２．０％
Ｎｉは焼入性の向上や結晶粒微細化による靭性向上に大
きく寄与する元素であり、少なくとも０．２５％以上含
有させる必要がある。ただし、多１ｊに含有させると残
留オーステナイｌが急激に増加し、焼もどし軟化抵抗性
および靭性の低下をきたすと同時に金型加工時の被削性
が悪くなるという難点があるため２．０％以下に限定し
た。
きく寄与する元素であり、少なくとも０．２５％以上含
有させる必要がある。ただし、多１ｊに含有させると残
留オーステナイｌが急激に増加し、焼もどし軟化抵抗性
および靭性の低下をきたすと同時に金型加工時の被削性
が悪くなるという難点があるため２．０％以下に限定し
た。
Ｃｕ：０．２５−２．０％
Ｃｕは偉人性を向上させる元素であり、初析炭化物の析
出を抑制して靭性を向上させる効果がある。そしてこの
ような効果を得るためには少なくとも０．２５％含有さ
せる必要がある。しかし、２．０％をこえると材料の表
層部に濃偏析して結晶粒界を脆化させるため、０．２５
〜２．０％の範囲とした。
出を抑制して靭性を向上させる効果がある。そしてこの
ような効果を得るためには少なくとも０．２５％含有さ
せる必要がある。しかし、２．０％をこえると材料の表
層部に濃偏析して結晶粒界を脆化させるため、０．２５
〜２．０％の範囲とした。
そのほか、鋼の被削性を向上させるために、Ｐｂ：０．
４％以下、Ｓｅ：０．３％以下、Ｂｉ ：０．５％以下
、Ｔｅ：０．３％以下、Ｃａ：０．００２〜０．０１％
、Ｍｇ：０．００１〜０．５００％、Ａｉ：０．００１
〜ｔ、ｏＯｏ％のうちの１４または２種以上を含有させ
ても本願発明の本質は損なわれないことを確認した。
４％以下、Ｓｅ：０．３％以下、Ｂｉ ：０．５％以下
、Ｔｅ：０．３％以下、Ｃａ：０．００２〜０．０１％
、Ｍｇ：０．００１〜０．５００％、Ａｉ：０．００１
〜ｔ、ｏＯｏ％のうちの１４または２種以上を含有させ
ても本願発明の本質は損なわれないことを確認した。
（実施例）
真空高周波誘導炉により、第１表に示す組成の２５に８
小型鋼塊を溶製し、１１２０″ｃニテ５ｏＩＩｍφに鍛
伸した後、８５０Ｘ３ｈｒの焼なましを施し次に、各供
試材Ｎｏ、１〜１１を第２表に示す熱処理条件で焼入れ
・焼もどしを行って、各供試材の焼入れ後の硬さおよび
焼もどし後の硬さを測定したところ、同じく第２表に示
す結果となった。
小型鋼塊を溶製し、１１２０″ｃニテ５ｏＩＩｍφに鍛
伸した後、８５０Ｘ３ｈｒの焼なましを施し次に、各供
試材Ｎｏ、１〜１１を第２表に示す熱処理条件で焼入れ
・焼もどしを行って、各供試材の焼入れ後の硬さおよび
焼もどし後の硬さを測定したところ、同じく第２表に示
す結果となった。
２／
第２表にボすように、本発明鋼は比較鋼よりも焼入硬さ
および焼もどし硬さが大きいことが明らかである。
および焼もどし硬さが大きいことが明らかである。
続いて、各供試材Ｎｏ、１〜１１の焼入れ・焼もどし後
の歪量および室温（２０’Ｏ）で１年間放置したのちの
経年変形量を調べたところ、同じく第２表に示す結果と
なった。
の歪量および室温（２０’Ｏ）で１年間放置したのちの
経年変形量を調べたところ、同じく第２表に示す結果と
なった。
第２表に示すように、本発明鋼はいずれも比較鋼よりも
熱処理後の歪量および経年変形量が著しく少ないことが
明らかである。
熱処理後の歪量および経年変形量が著しく少ないことが
明らかである。
次に、各供試材のうちＮｏ、３．４．５についてさらに
訂しく調べた結果について説明する。
訂しく調べた結果について説明する。
まず、各供試材Ｎｏ、３．４．５を焼入れしたときのオ
ーステナイト化温度およびオーステナイト化後の冷却時
間による残留オーステナイト量への影響を調べたところ
、オーステナイト化温度による影響は第１図に示す結果
となり、オーステナイト化後の冷却時間による影響は第
２図に示す結果となった。
ーステナイト化温度およびオーステナイト化後の冷却時
間による残留オーステナイト量への影響を調べたところ
、オーステナイト化温度による影響は第１図に示す結果
となり、オーステナイト化後の冷却時間による影響は第
２図に示す結果となった。
ここで、第１図に示すオーステナイト化温度による影響
は、各供試材Ｎｏ、３．４．５を第１図に示す各温度に
２分間加熱した後油冷することにより調べた。また、第
２図に示すオーステナイト化後の冷却時間による影響は
、各供試材Ｎｏ、３゜４．５を１１９０℃に２分間加熱
したのち各加熱温度から５０℃までの冷却時間（分）を
第２図に示すように変化させて調べた。
は、各供試材Ｎｏ、３．４．５を第１図に示す各温度に
２分間加熱した後油冷することにより調べた。また、第
２図に示すオーステナイト化後の冷却時間による影響は
、各供試材Ｎｏ、３゜４．５を１１９０℃に２分間加熱
したのち各加熱温度から５０℃までの冷却時間（分）を
第２図に示すように変化させて調べた。
第１図および第２図に示すように、本発明鋼の場合は、
オーステナイト化温度およびオーステナイト化後の冷却
時間のいかんにかかわらずいずれにおいても比較鋼の場
合よりも残留オーステナイトａが少ないことが明らかで
あり、残留オーステナイトのマルテンサイト変態促進効
果により変形量が小さくなり、したがって残留オーステ
ナイトによる経年変形が著しく抑制されるという利点が
得られることが確認された。
オーステナイト化温度およびオーステナイト化後の冷却
時間のいかんにかかわらずいずれにおいても比較鋼の場
合よりも残留オーステナイトａが少ないことが明らかで
あり、残留オーステナイトのマルテンサイト変態促進効
果により変形量が小さくなり、したがって残留オーステ
ナイトによる経年変形が著しく抑制されるという利点が
得られることが確認された。
また、各供試材Ｎｏ、３．４．５を焼入れしたときのオ
ーステナイト化温度による硬さへの影響を調べたところ
、第３図に示す結果となった。ここで、ｔ３３図に示す
硬さへの影響は、各供試材を第３図に示す温度に２分間
加熱したのち油冷することにより調べた。
ーステナイト化温度による硬さへの影響を調べたところ
、第３図に示す結果となった。ここで、ｔ３３図に示す
硬さへの影響は、各供試材を第３図に示す温度に２分間
加熱したのち油冷することにより調べた。
ｔＪＪ３図に示すように、本発明鋼の方が比較鋼よりも
焼入れ後の硬さがオーステナイト化温度にかかわらず大
であることが明らかである。
焼入れ後の硬さがオーステナイト化温度にかかわらず大
であることが明らかである。
さらに、焼入れ後における各供試材Ｎｏ、 ３ 。
４．５のオーステナイト結晶粒度を測定したところ、第
４図に不す結果となった。ここで、結晶粒度の測定は、
単位長さ当りの結晶粒の数を計る切断法により行った。
４図に不す結果となった。ここで、結晶粒度の測定は、
単位長さ当りの結晶粒の数を計る切断法により行った。
第４図に示すように、本発明鋼は比較鋼よりも粒径が小
さいことが確かめられた。
さいことが確かめられた。
そのほか、焼入れ時の初析炭化物量は本発明鋼の方が比
較鋼よりも少ないことが確かめられた。
較鋼よりも少ないことが確かめられた。
次に、各供試材Ｎｏ、３．４．５を１１９０℃に２分間
加熱またのち、直径５０ｍｍφの棒材にはさんで１１９
０℃から空冷して焼入れし、その後第５図に示す焼もど
し温度で１時間加熱する焼もどしを３回行って各供試材
の硬さを調べた。その結果を第５図に示す。８８５図に
示すように、本発明鋼はいずれの焼もどし温度において
も比較鋼よりも硬さが大きく、本発明鋼のうちでもＢ含
有量の多い方が焼もどし硬さが大であることが明らかで
ある。
加熱またのち、直径５０ｍｍφの棒材にはさんで１１９
０℃から空冷して焼入れし、その後第５図に示す焼もど
し温度で１時間加熱する焼もどしを３回行って各供試材
の硬さを調べた。その結果を第５図に示す。８８５図に
示すように、本発明鋼はいずれの焼もどし温度において
も比較鋼よりも硬さが大きく、本発明鋼のうちでもＢ含
有量の多い方が焼もどし硬さが大であることが明らかで
ある。
また、オーステナイト化後の冷却時間による焼もどし時
の析出炭化物量および焼もどし後の硬さへの影響を調べ
たところ、第６図に示す結果となった。なお、このとき
の焼入れ焼もどしは、１１９０°Ｃで２分間加熱した後
５０’Ｏまでｉ６図に示す冷却時間（分）で冷却し、５
６０°Ｃに１時間加熱する焼もどしを３回行うことによ
り行った。
の析出炭化物量および焼もどし後の硬さへの影響を調べ
たところ、第６図に示す結果となった。なお、このとき
の焼入れ焼もどしは、１１９０°Ｃで２分間加熱した後
５０’Ｏまでｉ６図に示す冷却時間（分）で冷却し、５
６０°Ｃに１時間加熱する焼もどしを３回行うことによ
り行った。
第６図に示すように、焼もどし時に析出する炭化物量は
本発明鋼の方が比較鋼よりも多く、焼もどし硬さも大で
あることが明らかである。
本発明鋼の方が比較鋼よりも多く、焼もどし硬さも大で
あることが明らかである。
そして、焼もどし時における残留オーステナイトの分解
は本発明鋼の方がはやく、また、焼もどし時の析出炭化
物粒径は本発明鋼の方が比較鋼よりも小さいことが確認
された。
は本発明鋼の方がはやく、また、焼もどし時の析出炭化
物粒径は本発明鋼の方が比較鋼よりも小さいことが確認
された。
このような各試験結果から、本発明鋼では。
オーステナイト化温瓜に加熱したときのオーステナイト
結晶粒が小さく、焼入れ後の硬さが大であると共に、残
留オーステナイト量が少なく、焼もどし時において残留
オーステナイトのマルテンサイト変態促進効果により変
形量が小さくなり、したかって残留オーステナイトによ
る経年変形が著しく抑制され、焼もどし時に析出する炭
化物量が多く焼もどし硬さが大であるという特徴がある
。
結晶粒が小さく、焼入れ後の硬さが大であると共に、残
留オーステナイト量が少なく、焼もどし時において残留
オーステナイトのマルテンサイト変態促進効果により変
形量が小さくなり、したかって残留オーステナイトによ
る経年変形が著しく抑制され、焼もどし時に析出する炭
化物量が多く焼もどし硬さが大であるという特徴がある
。
（発明の効果）
以り説明してきたように、本発明による合金り共用は、
ＩＲｉｄ％で、Ｃ：０．３５〜２．５０％、Ｓｉ：０．
１〜２．０％、Ｍｎ：０．１−１．５％、Ｃｒ：３．Ｏ
〜２０．０％、Ｓ：０．００２０％以下、Ｎ：２００ｐ
ｐｍ以下、Ｂ：０．０００１−０．０５００％、必要に
応じて、Ｍｏ：０．１０〜１５．０％、Ｗ：０．１０〜
２５．０％、Ｖ：０．０１〜５．０％、Ｃ。
ＩＲｉｄ％で、Ｃ：０．３５〜２．５０％、Ｓｉ：０．
１〜２．０％、Ｍｎ：０．１−１．５％、Ｃｒ：３．Ｏ
〜２０．０％、Ｓ：０．００２０％以下、Ｎ：２００ｐ
ｐｍ以下、Ｂ：０．０００１−０．０５００％、必要に
応じて、Ｍｏ：０．１０〜１５．０％、Ｗ：０．１０〜
２５．０％、Ｖ：０．０１〜５．０％、Ｃ。
：Ｏ，Ｏ１〜２０．０％、Ｎｂ：０．０１〜５．０％、
Ｔａ：０．０１〜５．０％、Ｚｒ：ｏ、ｏｏｔ 〜２．
０％、Ｔｉ：０．００１〜２．０％、Ｈｆ：０．００１
〜２．０％、Ｓｃ：０．００１〜２．０％、Ｙ：Ｏ，Ｏ
Ｏ１〜２．０％のうちの１種または２種以−し、および
Ｎｉ：０．２５〜２．０％、Ｃｕ：０．２５〜２．０％
のうちの１種または２種、残部実質的にＦｅからなるも
のであるから、熱処理特性に著しく優れており、とくに
低歪であると共に、焼入れ・焼もどし後に大きな硬さが
得られ、高速度工具鋼、冷間工具鋼、熱間工具鋼、鋳造
工具鋼等の工具鋼に著しく適したものであり、熱処理特
性に優れているため対象とする工具の寸法制約を受けが
たいという非常に優れた効果をもたらすものである。
Ｔａ：０．０１〜５．０％、Ｚｒ：ｏ、ｏｏｔ 〜２．
０％、Ｔｉ：０．００１〜２．０％、Ｈｆ：０．００１
〜２．０％、Ｓｃ：０．００１〜２．０％、Ｙ：Ｏ，Ｏ
Ｏ１〜２．０％のうちの１種または２種以−し、および
Ｎｉ：０．２５〜２．０％、Ｃｕ：０．２５〜２．０％
のうちの１種または２種、残部実質的にＦｅからなるも
のであるから、熱処理特性に著しく優れており、とくに
低歪であると共に、焼入れ・焼もどし後に大きな硬さが
得られ、高速度工具鋼、冷間工具鋼、熱間工具鋼、鋳造
工具鋼等の工具鋼に著しく適したものであり、熱処理特
性に優れているため対象とする工具の寸法制約を受けが
たいという非常に優れた効果をもたらすものである。
第１図および第２図は各々オーステナイト化温度および
オーステナイト化後の冷却時間による残留オーステナイ
ト量への影響を調べた結果を示すグラフ、第３図はオー
ステナイト化温度による硬さへの影響を調べた結果を示
すグラフ、第４図はオーステナイト化温度と結晶粒瓜と
の関係を調べた結果を示すグラフ、第５図は焼もどし温
度と硬さとの関係を調べた結果を示すグラフ、第６図は
オーステナイト化後の冷却時間による焼もどし時の析出
炭化物量および焼もどし後の硬さへの影響を調べた結果
を示すグラフである。 特許出願人 大同特殊鋼株式会社 代理人弁理士 小 塩 豊 第１図 オーステナイト化ｓＡ＆（Ｃ’） 第２図 オーステナイト化１＆ｌ１ｒｒら”ＤＣ″ｉ＋の；！Ｌ
Ｐｇ４間 （介）第３ｉ５！Ｑ オー又テｆ、／トイ乙逼ｉ（”Ｃ） 第４図 第５図 ″！克６と隻遥Ｌ （Ｃ）
オーステナイト化後の冷却時間による残留オーステナイ
ト量への影響を調べた結果を示すグラフ、第３図はオー
ステナイト化温度による硬さへの影響を調べた結果を示
すグラフ、第４図はオーステナイト化温度と結晶粒瓜と
の関係を調べた結果を示すグラフ、第５図は焼もどし温
度と硬さとの関係を調べた結果を示すグラフ、第６図は
オーステナイト化後の冷却時間による焼もどし時の析出
炭化物量および焼もどし後の硬さへの影響を調べた結果
を示すグラフである。 特許出願人 大同特殊鋼株式会社 代理人弁理士 小 塩 豊 第１図 オーステナイト化ｓＡ＆（Ｃ’） 第２図 オーステナイト化１＆ｌ１ｒｒら”ＤＣ″ｉ＋の；！Ｌ
Ｐｇ４間 （介）第３ｉ５！Ｑ オー又テｆ、／トイ乙逼ｉ（”Ｃ） 第４図 第５図 ″！克６と隻遥Ｌ （Ｃ）
Claims (4)
- （１）重量％で、Ｃ：０．３５〜２．５０％、Ｓｉ：０
．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ ：
３ 、０〜２’０ 、０％、Ｓ：０．００２０％以下、
Ｎ：２００ｐｐｍ以下、Ｂ：０．０００１−０．０５０
０％、残部実質的にＦｅからなることを特徴とする合金
工具鋼。 - （２）重量％で、Ｃ：０．３５〜２．５０％、Ｓｉ：０
．１−２．０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：３．
Ｏ〜２０．０％、Ｓ：０．００２０％以下、Ｎ：２００
ｐｐｍ以下、Ｂ：Ｏ：０ＯＯ１−ｏ、ｏ５ｏｏ％、およ
びＭｏ：０．１０−１５．０％、Ｗ：Ｏ，ｌＯ〜２５．
０％、 ｖ ： ｏ 、 ｏ ｌ 〜５ 、０％、Ｃｏ
：０．０１〜２０．０％、Ｎｂ：０．０１〜５．０％、
Ｔａ：０．０１〜５．０％、Ｚｒ：０．００１〜２．０
％、Ｔｉ：０．００１〜２．０％、Ｈｆ：０．００１〜
２．０％、Ｓｃ：０．００１〜２．０％、Ｙ：Ｏ，ＯＯ
１〜２．０％のうちの１種または２種以上、残部実質的
にＦｅからなることを特徴とする合金工具鋼。 - （３）重量％で、Ｃ：０．３５〜２．５０％、Ｓｉ：０
．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：３．
０〜２０．０％、Ｓ二０．００２０％以下、Ｎ：２００
ｐｐｍ以下、Ｂ：０．０００１〜０．０５００％、およ
びＮｉ：０．２５〜２．０％、Ｃｕ：０．２５〜２．０
％のうちの１種または２種、残部実質的にＦｅからなる
ことを特徴とする合金工具鋼。 - （４）重量％で、Ｃ：０．３５〜２．５０％、Ｓｉ：Ｏ
，１〜２．０％、Ｍｎ：Ｏ，ｌ〜１．５％、Ｃｒ：３．
０〜２０．０％、Ｓ二０．００２０％以下、Ｎ：２００
ｐｐｍ以下、Ｂ：０．０００１〜０．０５００％、およ
びＭＯ二〇、ｌＯ〜１５．０％、Ｗ：Ｏ，ｌＯ〜２５．
０％、Ｖ：０．０１〜５．０％、Ｃｏ：０．０１〜２０
．０％、Ｎｂ：０．０１〜５．０％、Ｔａ：Ｏ，０１−
５，０９６、Ｚｒ：０．００１〜２．０％、Ｔｉ：０．
００１〜２．０％、Ｈｆ：０．００１〜２．０％、Ｓｃ
：０．００１〜２．０％、Ｙ：０．００１〜２．０％の
うちの１種または２種以上、さらにＮｉ：０．２５〜２
．０％、Ｃｕ：０．２５−２．０％のうちの１種または
２種、残部実質的にＦｅからなることを特徴とする合金
工具鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6118784A JPS60208457A (ja) | 1984-03-30 | 1984-03-30 | 合金工具鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6118784A JPS60208457A (ja) | 1984-03-30 | 1984-03-30 | 合金工具鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60208457A true JPS60208457A (ja) | 1985-10-21 |
Family
ID=13163902
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6118784A Pending JPS60208457A (ja) | 1984-03-30 | 1984-03-30 | 合金工具鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60208457A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6200528B1 (en) | 1997-09-17 | 2001-03-13 | Latrobe Steel Company | Cobalt free high speed steels |
| JP2011510175A (ja) * | 2008-10-24 | 2011-03-31 | ▲寧▼波禾▲順▼新材料有限公司 | 高合金冷間ダイス鋼 |
| CN106282810A (zh) * | 2016-08-30 | 2017-01-04 | 江苏南山冶金机械制造有限公司 | 一种用于沉没辊轴套的合金 |
| CN108690935A (zh) * | 2018-06-11 | 2018-10-23 | 鞍钢股份有限公司 | 一种高品质合金工具钢板及生产方法 |
-
1984
- 1984-03-30 JP JP6118784A patent/JPS60208457A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6200528B1 (en) | 1997-09-17 | 2001-03-13 | Latrobe Steel Company | Cobalt free high speed steels |
| JP2011510175A (ja) * | 2008-10-24 | 2011-03-31 | ▲寧▼波禾▲順▼新材料有限公司 | 高合金冷間ダイス鋼 |
| CN106282810A (zh) * | 2016-08-30 | 2017-01-04 | 江苏南山冶金机械制造有限公司 | 一种用于沉没辊轴套的合金 |
| CN108690935A (zh) * | 2018-06-11 | 2018-10-23 | 鞍钢股份有限公司 | 一种高品质合金工具钢板及生产方法 |
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