JPS6121299B2 - - Google Patents
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Landscapes
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は高靭性耐摩不変形用合金鋼に関するも
のであり、詳しくは炭化物を微細化し、かつその
分布状態を均一化することによつて熱処理変形が
極めて少なく、しかも靭性耐摩耗性等を著しく向
上させた合金鋼に関するものである。 従来、代表的耐摩不変形用合金鋼として
SKD12，SKD1，SKD11等が各種冷間用工具ある
いはロールその他の耐摩不変形用素材に使用され
てきたが、靭性や耐摩耗性が必ずしも十分でない
ため早期割れを生じやすく、また、熱処理による
変形も大きい欠点があつた。 これらの靭性や耐摩耗性の低下および著しく多
い熱処理変形の主原因は、素材に内在する炭化物
分布に起因している。 この炭化物の分布状態の良し悪しによりその工
具寿命は決定されると言つても過言ではない。 本発明は、これら工具等の素材として耐摩不変
形用合金鋼中の炭化物を微細化し、その分布状態
を均一化したものである。 従来のクロムを主体とした冷間ダイス鋼の凝固
過程における炭化物は、共晶並びに包共晶反応に
よるM7C3とM3C型（但し、Ｍは炭化物生成元素
を表わし、ＭxＣyは炭化物を意味する）である。
特に晶出したM7C3型炭化物は耐摩耗性を維持す
るのに必要であるが、巨大かつ不整形で存在する
ため著しい靭性の低下や大きな熱処理変形を生じ
たり、M7C3型炭化物が使用中に脱落し、ノツチ
効果によつてクラツクを生じたりして工具寿命を
劣化させている。この問題を解決するために種々
研究の結果、本発明者等は従来の合金鋼に希土類
元素（REM）を添加することにより、溶鋼状態
にある1400〜1500℃の温度域で、溶鋼中より直接
に希土類炭化物が形成される。そしてこの希土類
炭化物は非常に微細で、溶鋼中の一部に偏析する
ことがなく、かつこの微細炭化物が凝固時の炭化
物反応中心核となり、共晶反応を短時間に終了さ
せる。そのために共晶炭化物が非常に均一形状と
なり、巨大炭化物を形成させないことを見出し
た。また、このようにして出来た希土類炭化物を
核とした共晶炭化物は非常に分解されやすく、次
工程での熱処理や加工で再度微細化することがで
きるので、合金鋼の製品ミクロ組織を見ると微細
炭化物が均一に分布した組織が得られることも知
見した。 このように本発明は炭化物の巨大化、偏析を防
止した高靭性の耐摩不変形用合金鋼を提供するも
のであり、その特徴とするところは下記のとおり
である。 即ち、重量％で、Ｃ：0.35〜2.50％、Si：0.1〜
2.0％，Mn：0.1〜1.5％，Cr：3.0〜20.0％、ラン
タノイド系REMの１種または２種以上：0.001〜
0.60％，Ｎ：0.30％以下と必要によりMo：0.10〜
5.0％，Ｗ：0.10〜5.0％，Ｖ：0.01〜5.0％，Co：
0.01〜10.0％，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％の内の１種または２種以上を含有
し、同じく必要によりNb：0.01〜5.0％，Ta：
0.01〜5.0％の内の１種または２種を含有し、さ
らに必要によりNi：0.25〜2.0％，Cu：0.25〜2.0
％，Ｂ：0.001〜0.050％の内の１種または２種以
上を含有し残余が実質的にFeおよび不可避的不
純物からなる高靭性耐摩不変形用合金鋼である。 次に本発明の化学的組成範囲（いずれも重量
％）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，REM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、工具として必要な耐摩耗性の向上に著しく効
果があり、また基地中に固溶して切削工具用とし
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。即ち、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量が低くなり、ＨR
C58以上の焼もどし硬さを得ることが困難とな
る。M7C3型炭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量が増すほど高炭
素鋼に移行する。しかしながら、多量に添加する
と耐摩耗性は増大するが、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添加し、通常冷間ダイス
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出来る。 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下と靭
性の劣化が生じることによる工具寿命の劣化をき
たすので2.0％以下に限定した。 Mn：0.1〜1.5％ Siと同様に脱酸剤として添加するが、焼入性の
向上にも寄与する元素である。脱酸効果を得るた
めには、最低量でも0.1％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
能が高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り、かつ安
価であるため冷間工具鋼における最も主要な添加
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耐酸化性の向上にも大
きく寄与する。このためには、少なくとも3.0％
以上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、却つて脆化する。また、従来の冷
間ダイス鋼（例えばSKD11）では、Ｃ量が1.5％
近傍をこえると熱間加工性が極端に劣化し、鍛
造、圧延等によつて製品化することが非常に困難
であつた。 しかし、希土類元素を添加することによつて熱
間加工性が著しく向上することが認められた。こ
れは希土類元素の添加により巨大な針状のM7C3
型共晶炭化物を極端に微細化できしかも均一分散
させ得るためと思われる。そこで本発明の企図す
るM7C3型共晶炭化物の微細化効果を有効に発揮
させるCr量の上限は20.0％とした。 Ｎ：0.30％以下 Ｎは、0.30％を超えて多量に添加されると希土
類やZr，Ti，Hfと窒化物を形成し、巨大な炭窒
化物が鋼中に在存することになつて工具の性能を
劣化させる。そこで前記元素の効果を有効ならし
めるために0.30％以下とした。 ランタノイド系REMの１種または２種以上：
0.001〜0.60％ ランタノイド系REM（La，Ce，Pr，Nd，Sm
およびその他のランタノイド系希土類元素）は、
希土類炭化物を形成させ、非常に微細に均一に分
散させる効果があり、本発明鋼においても最も重
要な添加元素である。この炭化物は非常に安定で
あり、固体内で形成されるMC，M6Cおよび
M23C6型炭化物の析出反応にも影響を及ぼし、こ
の炭化物が形成核の役目をはたす結果、炭化物は
微細にしかも均一に分布し、靭性の低下や硬度低
下を防止できる。 上記効果を有効に発揮させるためには、La，
Ce，Pr，Nd，Smおよびその他のランタノイド系
REMのうちから選んだ元素を１種または２種以
上合計量で少なくとも0.001％以上含有する必要
がある。ただし、多量に添加すると熱間加工性が
著しく劣化するため上記元素の合計量は0.60％以
下に限定した。 Ｖ：0.01〜5.0％ Ｖ，Mo，Ｗ，Co，Ｙ，Zr，Hf，Nb，Ti，
Ta，Scはいづれも鋼の基地を強化し、耐熱性、
耐摩耗性、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。 Ｖ：0.01〜5.0％ 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。上記効果を有効に発揮させるためには少なく
とも0.01％以上添加する必要がある。しかしなが
ら、Ｖは有効なＣを固着するために、それに適合
したＣ量の増加が必要である。Ｖ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、逆に被研削性や靭性が劣
化する。しかしながら、Siや希土類元素を添加す
ることによつてMC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Ｖ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。 Mo：0.10〜5.0％，Ｗ：0.10〜5.0％ 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
温硬さを高める共に、焼もどし軟化抵抗性の向上
や耐ヒートチエツク性を改善させるのに大きく寄
与する元素である。Mo，Ｗの炭化物生成元素の
添加は高炭素高クロム鋼と同等以上の優れた耐摩
耗性や焼入性を賦与させるので、本発明の目的に
対し有益な性能を与える。しかし、5.0％以上の
添加は比較的効果が少ないので上限を5.0％に限
定した。 Co：0.01〜10.0％ 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。 したがつて、耐熱性、耐摩耗性の向上にはきわ
めて効果的な形成である。上記効果を有効に発揮
させるためには、少なくとも0.01％以上添加する
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10.0％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
形成するために鍛造、あるいは圧延、焼入の際、
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。しかも希土類と複合添加することによつ
て高融点の非常に微細な均一に分散したNb−希
土類炭化物あるいはTa−希土類炭化物が形成さ
れる。この炭化物はM7C3，MC，M6CやM23C6型
炭化物の析出反応にも影響し、この炭化物が形成
核の役目をはたす結果、炭化物は微細にしかも均
一に分布する。 この作用を最も有効ならしめるには最少量0.01
％以上を必要とする。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。
従つてTi，Zr，Hf，Sc，Ｙは各々0.001〜2.0％に
限定した。 Ni，Cu，Ｂはいず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。 Ni：0.3〜2.0％ 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0.30％以
上含有する必要がある。ただし、多量に含有する
と残留オーステナイト量が急激に増加し、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は焼入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。上記効
果を得るために少なくとも0.25％以上含有させる
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悪影
響があるので、0.25％〜2.0％の範囲とした。 Ｂ：0.001〜0.050％ 極微量の添加で焼入冷却過程においてオーステ
ナイト結晶粒界への初析炭化物の析出を抑制する
ことにより焼入性を著しく向上させる。また、靭
性の劣化を防止する効果もある。上記効果を有効
に発揮させるためには、少なくとも0.001％以上
添加する必要がある。 ただし、多量に添加するとほう化物が多量に形
成され、鍛造性が著しく劣化するため0.050％以
下に限定した。 次に本発明鋼の特徴を実施例により詳細に説明
する。 実施例 第１表は本発明鋼と比較鋼の供試材の化学組成
を示す。これらの内No.１〜22は本発明鋼であり、
No.23〜30は比較鋼である。 第１図及び第２図は本発明鋼と比較鋼の顕微鏡
組織写真であり、いづれもREMを添加した本発
明鋼は、比較鋼に比べて炭化物が極めて微細化さ
れていることがわかる。 第２表は本発明鋼と比較鋼のシヤルピー衝撃値
（10mmＲノツチ）、比摩耗量および熱処理寸法変化
率の測定結果を示すものである。なお、比摩耗量
の測定は大越式迅速摩耗試験機を用い、相手円
板：SK5（ＨRB88）摩擦速度：2.9ｍ／Sec、摩擦
距離：200ｍ、摩擦荷重6.5Kgの条件でおこなつ
た。また、熱処理寸法変化率の測定にはφ25×
50lmmの試験片を用いた。 これらの表から明らかな如く、REMが添加さ
れた本発明鋼No.１〜22は比較鋼No.23〜30に比べて
靭性が高く、耐摩耗性、熱処理寸法変化率も優れ
ていることがわかる。なお、本発明鋼に快削性を
持たせるためＳを0.2％以下含有させたものも、
高靭性でかつ耐摩耗性、熱処理寸法変化率がすぐ
れており、本発明鋼の範中に属する。 以上の実施例にみられるごとく、本発明高
のであり、詳しくは炭化物を微細化し、かつその
分布状態を均一化することによつて熱処理変形が
極めて少なく、しかも靭性耐摩耗性等を著しく向
上させた合金鋼に関するものである。 従来、代表的耐摩不変形用合金鋼として
SKD12，SKD1，SKD11等が各種冷間用工具ある
いはロールその他の耐摩不変形用素材に使用され
てきたが、靭性や耐摩耗性が必ずしも十分でない
ため早期割れを生じやすく、また、熱処理による
変形も大きい欠点があつた。 これらの靭性や耐摩耗性の低下および著しく多
い熱処理変形の主原因は、素材に内在する炭化物
分布に起因している。 この炭化物の分布状態の良し悪しによりその工
具寿命は決定されると言つても過言ではない。 本発明は、これら工具等の素材として耐摩不変
形用合金鋼中の炭化物を微細化し、その分布状態
を均一化したものである。 従来のクロムを主体とした冷間ダイス鋼の凝固
過程における炭化物は、共晶並びに包共晶反応に
よるM7C3とM3C型（但し、Ｍは炭化物生成元素
を表わし、ＭxＣyは炭化物を意味する）である。
特に晶出したM7C3型炭化物は耐摩耗性を維持す
るのに必要であるが、巨大かつ不整形で存在する
ため著しい靭性の低下や大きな熱処理変形を生じ
たり、M7C3型炭化物が使用中に脱落し、ノツチ
効果によつてクラツクを生じたりして工具寿命を
劣化させている。この問題を解決するために種々
研究の結果、本発明者等は従来の合金鋼に希土類
元素（REM）を添加することにより、溶鋼状態
にある1400〜1500℃の温度域で、溶鋼中より直接
に希土類炭化物が形成される。そしてこの希土類
炭化物は非常に微細で、溶鋼中の一部に偏析する
ことがなく、かつこの微細炭化物が凝固時の炭化
物反応中心核となり、共晶反応を短時間に終了さ
せる。そのために共晶炭化物が非常に均一形状と
なり、巨大炭化物を形成させないことを見出し
た。また、このようにして出来た希土類炭化物を
核とした共晶炭化物は非常に分解されやすく、次
工程での熱処理や加工で再度微細化することがで
きるので、合金鋼の製品ミクロ組織を見ると微細
炭化物が均一に分布した組織が得られることも知
見した。 このように本発明は炭化物の巨大化、偏析を防
止した高靭性の耐摩不変形用合金鋼を提供するも
のであり、その特徴とするところは下記のとおり
である。 即ち、重量％で、Ｃ：0.35〜2.50％、Si：0.1〜
2.0％，Mn：0.1〜1.5％，Cr：3.0〜20.0％、ラン
タノイド系REMの１種または２種以上：0.001〜
0.60％，Ｎ：0.30％以下と必要によりMo：0.10〜
5.0％，Ｗ：0.10〜5.0％，Ｖ：0.01〜5.0％，Co：
0.01〜10.0％，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％の内の１種または２種以上を含有
し、同じく必要によりNb：0.01〜5.0％，Ta：
0.01〜5.0％の内の１種または２種を含有し、さ
らに必要によりNi：0.25〜2.0％，Cu：0.25〜2.0
％，Ｂ：0.001〜0.050％の内の１種または２種以
上を含有し残余が実質的にFeおよび不可避的不
純物からなる高靭性耐摩不変形用合金鋼である。 次に本発明の化学的組成範囲（いずれも重量
％）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，REM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、工具として必要な耐摩耗性の向上に著しく効
果があり、また基地中に固溶して切削工具用とし
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。即ち、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量が低くなり、ＨR
C58以上の焼もどし硬さを得ることが困難とな
る。M7C3型炭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量が増すほど高炭
素鋼に移行する。しかしながら、多量に添加する
と耐摩耗性は増大するが、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添加し、通常冷間ダイス
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出来る。 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下と靭
性の劣化が生じることによる工具寿命の劣化をき
たすので2.0％以下に限定した。 Mn：0.1〜1.5％ Siと同様に脱酸剤として添加するが、焼入性の
向上にも寄与する元素である。脱酸効果を得るた
めには、最低量でも0.1％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
能が高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り、かつ安
価であるため冷間工具鋼における最も主要な添加
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耐酸化性の向上にも大
きく寄与する。このためには、少なくとも3.0％
以上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、却つて脆化する。また、従来の冷
間ダイス鋼（例えばSKD11）では、Ｃ量が1.5％
近傍をこえると熱間加工性が極端に劣化し、鍛
造、圧延等によつて製品化することが非常に困難
であつた。 しかし、希土類元素を添加することによつて熱
間加工性が著しく向上することが認められた。こ
れは希土類元素の添加により巨大な針状のM7C3
型共晶炭化物を極端に微細化できしかも均一分散
させ得るためと思われる。そこで本発明の企図す
るM7C3型共晶炭化物の微細化効果を有効に発揮
させるCr量の上限は20.0％とした。 Ｎ：0.30％以下 Ｎは、0.30％を超えて多量に添加されると希土
類やZr，Ti，Hfと窒化物を形成し、巨大な炭窒
化物が鋼中に在存することになつて工具の性能を
劣化させる。そこで前記元素の効果を有効ならし
めるために0.30％以下とした。 ランタノイド系REMの１種または２種以上：
0.001〜0.60％ ランタノイド系REM（La，Ce，Pr，Nd，Sm
およびその他のランタノイド系希土類元素）は、
希土類炭化物を形成させ、非常に微細に均一に分
散させる効果があり、本発明鋼においても最も重
要な添加元素である。この炭化物は非常に安定で
あり、固体内で形成されるMC，M6Cおよび
M23C6型炭化物の析出反応にも影響を及ぼし、こ
の炭化物が形成核の役目をはたす結果、炭化物は
微細にしかも均一に分布し、靭性の低下や硬度低
下を防止できる。 上記効果を有効に発揮させるためには、La，
Ce，Pr，Nd，Smおよびその他のランタノイド系
REMのうちから選んだ元素を１種または２種以
上合計量で少なくとも0.001％以上含有する必要
がある。ただし、多量に添加すると熱間加工性が
著しく劣化するため上記元素の合計量は0.60％以
下に限定した。 Ｖ：0.01〜5.0％ Ｖ，Mo，Ｗ，Co，Ｙ，Zr，Hf，Nb，Ti，
Ta，Scはいづれも鋼の基地を強化し、耐熱性、
耐摩耗性、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。 Ｖ：0.01〜5.0％ 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。上記効果を有効に発揮させるためには少なく
とも0.01％以上添加する必要がある。しかしなが
ら、Ｖは有効なＣを固着するために、それに適合
したＣ量の増加が必要である。Ｖ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、逆に被研削性や靭性が劣
化する。しかしながら、Siや希土類元素を添加す
ることによつてMC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Ｖ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。 Mo：0.10〜5.0％，Ｗ：0.10〜5.0％ 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
温硬さを高める共に、焼もどし軟化抵抗性の向上
や耐ヒートチエツク性を改善させるのに大きく寄
与する元素である。Mo，Ｗの炭化物生成元素の
添加は高炭素高クロム鋼と同等以上の優れた耐摩
耗性や焼入性を賦与させるので、本発明の目的に
対し有益な性能を与える。しかし、5.0％以上の
添加は比較的効果が少ないので上限を5.0％に限
定した。 Co：0.01〜10.0％ 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。 したがつて、耐熱性、耐摩耗性の向上にはきわ
めて効果的な形成である。上記効果を有効に発揮
させるためには、少なくとも0.01％以上添加する
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10.0％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
形成するために鍛造、あるいは圧延、焼入の際、
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。しかも希土類と複合添加することによつ
て高融点の非常に微細な均一に分散したNb−希
土類炭化物あるいはTa−希土類炭化物が形成さ
れる。この炭化物はM7C3，MC，M6CやM23C6型
炭化物の析出反応にも影響し、この炭化物が形成
核の役目をはたす結果、炭化物は微細にしかも均
一に分布する。 この作用を最も有効ならしめるには最少量0.01
％以上を必要とする。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。
従つてTi，Zr，Hf，Sc，Ｙは各々0.001〜2.0％に
限定した。 Ni，Cu，Ｂはいず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。 Ni：0.3〜2.0％ 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0.30％以
上含有する必要がある。ただし、多量に含有する
と残留オーステナイト量が急激に増加し、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は焼入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。上記効
果を得るために少なくとも0.25％以上含有させる
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悪影
響があるので、0.25％〜2.0％の範囲とした。 Ｂ：0.001〜0.050％ 極微量の添加で焼入冷却過程においてオーステ
ナイト結晶粒界への初析炭化物の析出を抑制する
ことにより焼入性を著しく向上させる。また、靭
性の劣化を防止する効果もある。上記効果を有効
に発揮させるためには、少なくとも0.001％以上
添加する必要がある。 ただし、多量に添加するとほう化物が多量に形
成され、鍛造性が著しく劣化するため0.050％以
下に限定した。 次に本発明鋼の特徴を実施例により詳細に説明
する。 実施例 第１表は本発明鋼と比較鋼の供試材の化学組成
を示す。これらの内No.１〜22は本発明鋼であり、
No.23〜30は比較鋼である。 第１図及び第２図は本発明鋼と比較鋼の顕微鏡
組織写真であり、いづれもREMを添加した本発
明鋼は、比較鋼に比べて炭化物が極めて微細化さ
れていることがわかる。 第２表は本発明鋼と比較鋼のシヤルピー衝撃値
（10mmＲノツチ）、比摩耗量および熱処理寸法変化
率の測定結果を示すものである。なお、比摩耗量
の測定は大越式迅速摩耗試験機を用い、相手円
板：SK5（ＨRB88）摩擦速度：2.9ｍ／Sec、摩擦
距離：200ｍ、摩擦荷重6.5Kgの条件でおこなつ
た。また、熱処理寸法変化率の測定にはφ25×
50lmmの試験片を用いた。 これらの表から明らかな如く、REMが添加さ
れた本発明鋼No.１〜22は比較鋼No.23〜30に比べて
靭性が高く、耐摩耗性、熱処理寸法変化率も優れ
ていることがわかる。なお、本発明鋼に快削性を
持たせるためＳを0.2％以下含有させたものも、
高靭性でかつ耐摩耗性、熱処理寸法変化率がすぐ
れており、本発明鋼の範中に属する。 以上の実施例にみられるごとく、本発明高
【表】
【表】
【表】
靭性不変形耐摩合金鋼は、La，Ce，Nd等の希土
類元素を添加して炭化物が微細にしかも均一に分
布するので、従来のこの種の工具鋼（SKD1，
SKD2，SKD11，SKD12，AISID5，AISID7等）
に比べて靭性、耐摩耗性や熱処理寸法変化率が優
れている。したがつて型寸法精度が要求される各
種金型やゲージに、あるいは高靭性、耐摩耗性が
要求されるロール等に用いた場合、優れた性能が
得られ、本発明の工業的価値は多大である。
類元素を添加して炭化物が微細にしかも均一に分
布するので、従来のこの種の工具鋼（SKD1，
SKD2，SKD11，SKD12，AISID5，AISID7等）
に比べて靭性、耐摩耗性や熱処理寸法変化率が優
れている。したがつて型寸法精度が要求される各
種金型やゲージに、あるいは高靭性、耐摩耗性が
要求されるロール等に用いた場合、優れた性能が
得られ、本発明の工業的価値は多大である。
第１図は比較鋼の、第２図は本発明鋼の金属組
織写真（腐食液：ナイタル、倍率：400倍）であ
り、第１図ａは試料No.23、ｂは試料No.26、Ｃは試
料No.27、第２図ａは試料No.１、ｂは試料No.８、Ｃ
は試料No.９の組織状態を示す。
織写真（腐食液：ナイタル、倍率：400倍）であ
り、第１図ａは試料No.23、ｂは試料No.26、Ｃは試
料No.27、第２図ａは試料No.１、ｂは試料No.８、Ｃ
は試料No.９の組織状態を示す。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、Ｃ：0.35〜2.50％，Si：0.1〜2.0
％，Mn：0.1〜1.5％，Cr：3.0〜20.0％、ランタ
ノイド系REMの１種または２種以上：0.001〜
0.60％，Ｎ：0.30％以下を基本組成として残余が
実質的にFeおよび不可避的不純物からなる高靭
性耐摩不変形用合金鋼。 ２ 重量％で、Ｃ：0.35〜2.50％，Si：0.1〜2.0
％，Mn：0.1〜1.5％，Cr：3.0〜20.0％、ランタ
ノイド系REMの１種または２種以上：0.001〜
0.60％，Ｎ：0.30％以下を基本組成としてNb：
0.01〜5.0％，Ta：0.01〜5.0％の内１種または２
種を含有し残余が実質的にFeおよび不可避的不
純物からなる高靭性耐摩不変形用合金鋼。 ３ 重量％で、Ｃ：0.35〜2.50％，Si：0.1〜2.0
％，Mn：0.1〜1.5％，Cr：3.0〜20.0％、ランタ
ノイド系REMの１種または２種以上：0.001〜
0.60％，Ｎ：0.30％以下を基本組成としてNi：
0.25〜2.0％，Cu：0.25〜2.0％，Ｂ：0.001〜
0.050％の内の１種または２種以上を含有し残余
が実質的にFeおよび不可避的不純物からなる高
靭性耐摩不変形用合金鋼。 ４ 重量％で、Ｃ：0.35〜2.50％，Si：0.1〜2.0
％，Mn：0.1〜1.5％，Cr：3.0〜20.0％、ランタ
ノイド系REMの１種または２種以上：0.001〜
0.60％，Ｎ：0.30％以下を基本組成としてMo：
0.10〜5.0％，Ｗ：0.10〜5.0％，Ｖ：0.01〜5.0
％，Co：0.01〜10.0％，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％の内の１種または２種以
上とさらにNb：0.01〜5.0％，Ta：0.01〜5.0％の
内の１種または２種を含有し残余が実質的にFe
および不可避的不純物からなる高靭性耐摩不変形
用合金鋼。 ５ 重量％で、Ｃ：0.35〜2.50％，Si：0.1〜2.0
％，Mn：0.1〜1.5％，Cr：3.0〜20.0％、ランタ
ノイド系REMの１種または２種以上：0.001〜
0.60％，Ｎ：0.30％以下を基本組成としてMo：
0.10〜5.0％，Ｗ：0.10〜5.0％，Ｖ：0.01〜5.0
％，Co：0.01〜10.0％，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％の内の１種または２種以
上とさらにNi：0.25〜2.0％，Cu：0.25〜2.0％，
Ｂ：0.001〜0.050％の内の１種または２種以上を
含有し残余が実質的にFeおよび不可避的不純物
からなる高靭性耐摩不変形用合金鋼。 ６ 重量％で、Ｃ：0.35〜2.50％，Si：0.1〜2.0
％，Mn：0.1〜1.5％，Cr：3.0〜20.0％、ランタ
ノイド系REMの１種または２種以上：0.001〜
0.60％、Ｎ：0.30％以下を基本組成としてNb：
0.01〜5.0％，Ta：0.01〜5.0％の内の１種または
２種とさらにNi：0.25〜2.0％，Cu：0.25〜2.0
％，Ｂ：0.001〜0.50％の内の１種または２種以
上を含有し残余が実質的にFeおよび不可避的不
純物からなる高靭性耐摩不変形用合金鋼。 ７ 重量％で、Ｃ：0.35〜2.50％，Si：0.1〜2.0
％，Mn：0.1〜1.5％，Cr：3.0〜20.0％、ランタ
ノイド系REMの１種または２種以上：0.001〜
0.60％，Ｎ：0.30％以下を基本組成としてMo：
0.10〜5.0％、Ｗ：0.10〜5.0％，Ｖ：0.01〜5.0
％，Co：0.01〜10.0％，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％の内の１種または２種以
上とさらにNb：0.01〜5.0％，Ta：0.01〜5.0％の
内の１種または２種とさらにまたNi：0.25〜2.0
％，Cu：0.25〜2.0％，Ｂ：0.001〜0.050％の内
の１種または２種以上を含有し残余が実質的に
Feおよび不可避的不純物からなる高靭性耐摩不
変形用合金鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56153923A JPS5858254A (ja) | 1981-09-30 | 1981-09-30 | 合金鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56153923A JPS5858254A (ja) | 1981-09-30 | 1981-09-30 | 合金鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5858254A JPS5858254A (ja) | 1983-04-06 |
| JPS6121299B2 true JPS6121299B2 (ja) | 1986-05-26 |
Family
ID=15573039
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56153923A Granted JPS5858254A (ja) | 1981-09-30 | 1981-09-30 | 合金鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5858254A (ja) |
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1981
- 1981-09-30 JP JP56153923A patent/JPS5858254A/ja active Granted
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5858254A (ja) | 1983-04-06 |
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