JPS645102B2

JPS645102B2 -

Info

Publication number: JPS645102B2
Application number: JP6984184A
Authority: JP
Inventors: Hironaga Tsutsumi; Masakazu Nakao; Yoshiro Ashida; Noryoshi Sagara; Hiroyuki Morimoto
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1984-04-06
Filing date: 1984-04-06
Publication date: 1989-01-27
Also published as: JPS60221555A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は耐Al溶損性のすぐれた超高張力鋼に
関し、詳しくは、例えば、Alダイキヤスト金型
及びAlダイキヤスト金型補修用溶接棒として好
適に用いることができる超高張力鋼に関する。 Alダイキヤスト金型は、従来、主としてSKD6
鋼やSKD61鋼のような熱間工具鋼、或いは18％
Niマルエージング鋼から製作されている。前者
の熱間工具鋼を用いる場合は、素材鋼を焼鈍し、
荒彫りし、焼入れし、焼戻しした後、仕上彫りし
て製作されているが、熱間工具鋼はＣ含有量が高
く、質量効果が大きいために製作過程における熱
処理変形や寸法変化が著しく、従つて、熱処理及
び型彫りが容易ではないので、製作工程が複雑で
ある。そのうえ、このようにして得られるAlダ
イキヤスト金型は、特に、溶融Al中での溶損が
著しく、また、耐熱疲労特性に劣る。更に、超高
強度レベルでの靭性、高温での強度及び靭性のほ
か、溶接性が十分ではない。一方、超高強度レベルでの靭性にすぐれた鋼と
して、18％Niマルエージング鋼が知られており、
この鋼を用いる場合は、溶体化処理し、型彫りし
た後、時効処理をして、Alダイキヤスト金型が
製作される。従つて、18％Niマルエージング鋼
による場合は、荒彫り及び仕上彫りの２回の型彫
りが不必要であり、また、時効処理を行なうとこ
ろから、焼戻し操作が１回分省略できるので、製
作工程が比較的簡単である。しかし、このように
して得られるAlダイキヤスト金型も、前記と同
様に尚、耐Al溶損性に劣ると共に、高温強度が
低く、特に、400℃以上では急激に低くなるほか、
過時効時の軟化抵抗が小さい。また、Alダイキヤスト金型の補修は、従来、
通常は、金型に生じたクラツクを削り、18％Ni
マルエージング鋼にて溶接することにより行われ
ているが、18％Niマルエージング鋼は前記した
ように耐Al溶損性及び高温強度に劣る。本発明は上記に鑑みてなされたものであつて、
超高強度レベルでの靭性と高温強度にすぐれるの
みならず、特に、耐Al溶損性及び耐熱疲労特性
にすぐれ、従つて、Alダイキヤスト金型及びそ
の補修用溶接棒として好適に用いることができる
超高張力鋼を提供することを目的とする。本発明による耐Al溶損性のすぐれた超高張力
鋼は、重量％でＣ 0.05％以下に規制し、 Al 0.1〜1.0％、 Ni 10〜20％、 Cr １〜５％、 Mo ３〜７％、 Ti 0.5〜３％、残部鉄及び不可避的不純物からなることを特徴
とする。即ち、本発明鋼によれば、先ず、Ｃ含有量を極
力低減せしめると共に、Ni及びCrの含有量を所
定範囲として、溶体化処理後の冷却によつて常温
で高強度高靭性のマルテンサイト母相の単一組織
を形成させ、一方、Niと共にMo、Ti及びAlを
所定量含有させて、時効処理後に母相マルテンサ
イト相中に金属間化合物を析出させることによつ
てその強度及び靭性を高め、かくして、前記18％
Niマルエージング鋼と同様のすぐれた型彫り性、
熱処理性及び高強度高靭性を付与する。更に、本
発明鋼においては、上記合金元素及び好ましくは
Coの所定量の添加によつて、As点を上昇させ、
時効硬化の最大条件を高温側にずらせることによ
つて、耐熱疲労特性、即ち、高温での強度、靭性
及び耐軟化抵抗を改善し、更に、Crの添加によ
つてその耐Al溶損性を著しく向上させることに
成功したものである。次に、本発明による高張力鋼における化学成分
の限定理由について詳細に説明する。Ｃは、一般に鋼の強度を高める作用を有するこ
とはよく知られているが、反面、Ｃ含有量が多い
ときは、前記した熱間工具鋼にみられる欠点を有
するようになるので、本発明においては、Ｃを不
純物元素としてみなし、0.05％以下とする。 Si、Mn、Ｐ及びＳも不純物元素であるので、
できる限り少ない方がよく、本発明においては、
Siは1.0％以下、Mnは0.1％以下、Ｐは0.01％以
下、Ｓは0.01％以下とする。また、ＯやＮは非金
属介在物を形成し、加工時に割れの起点となるの
で、その含有量は50ppm以下に抑えることが好ま
しい。 Niは、本発明鋼においては、Crと共に、マル
テンサイト母相を形成させるために必須の元素で
あり、靭性のすぐれた高強度ラスマルテンサイト
相を生成させるために10％以上のNiを添加する
ことが必要である。しかし、20％を越えて多量に
添加するときは、残留オーステナイト相が安定化
し、室温に冷却したときに、マルテンサイト単一
相を形成しない。従つて、本発明鋼においては、
Niの添加量は10〜20％の範囲とする。また、Ni
は、時効処理によつてNi₃Mo、Ni₃Ti、Ni₃Alの
ような金属間化合物を析出し、強度を上昇させ
る。 Moは、ＰやＳによる粒界偏析を防止し、ま
た、時効温度を高温側にずらして、過時効を防止
するために３％以上を添加することが必要であ
る。Moはまた、時効処理によつてNi₃Moや
Fe₂Moとして析出し、鋼の強化に寄与するが、
過多に添加しても、経済性に劣るようになるの
で、上限を７％とする。 Tiは、本発明鋼の強度を支配する重要な元素
であり、時効処理によつてNi₃Tiを析出して鋼を
強化すると共に、As点を上昇させ、最大時効条
件を高温長時間側に移行させ、軟化抵抗を大きく
する。このような効果を有効に発現させるために
は、少なくとも0.1％の添加が必要であるが、過
多に添加するときは、鋼の脆化を引き起こすた
め、上限を３％とする。 Alは、Tiと同様に鋼を強化する元素であり、
時効処理によつてNi₃Alを析出して強化に寄与
し、また、高温耐酸化性をも向上させるが、多量
に添加すると、鋼の脆化を引き起こすので、添加
量は0.1〜1.0％の範囲とする。 Crは、Niと共に、靭性のすぐれたマルテンサ
イト相を形成させると共に、特に、鋼の耐Al溶
損性及び高温耐酸化性を確保するために、本発明
鋼において必須の元素であり、かかる効果を有効
に発現させるために、本発明鋼においては少なく
とも1.0％の添加を必要する。しかし、過多に添
加するときは、残留オーステナイト相を安定化さ
せるので、その添加量を１〜７％の範囲とする。本発明鋼においては、溶体化処理後、空冷によ
つて常温における鋼の組織をマルテンサイトの単
一相とするために、Ni＋Crを19％以下とするこ
とが好ましい。鋼組織が残留オーステナイトを含
む二相組織となるときは、強度が不足するように
なるからである。本発明鋼においては、その耐熱疲労特性を一層
高めるために、Coを３％以上含有させるのが好
ましい。即ち、Coは、Moの固溶度を低下させ、
Ni₃Mo等の析出を促進し、また、時効温度を高
温側にずらして高温強度を高め、かくして、耐熱
疲労特性を著しく向上させるのである。しかし、
添加量を過多とすることは、経済性の観点から好
ましくないので、上限を30％とする。本発明鋼によれば、例えば、Alダイキヤスト
金型は、所定の化学成分を有する鋼を真空溶解
し、インゴツトとした後、ソーキング処理し、次
いで、溶体化処理した後、型彫りし、時効処理す
ることによつて製造される。また、溶接棒（フイ
ラー・ワイヤー）の場合は、ソーキング処理後、
熱間圧延により径10〜15mmの線材とし、溶体化処
理を施し、次いで、冷間伸線によつて適宜径の線
材とし、これを再び溶体化処理することによつて
溶接棒（フイラー・ワイヤー）を得ることができ
る。以上のように、本発明鋼は、Ｃ量を0.05％以下
に抑え、前記した合金元素の添加によつて、高強
度高靭性のマルテンサイトからなる単一母相を形
成させ、ここに時効処理によつて金属間化合物を
析出させることによつてその強度を高めると共
に、時効硬化の最大条件を高温側にずらせること
によつて、高温での強度、靭性及び耐軟化抵抗を
改善して耐熱疲労特性を高め、更に、Crの添加
によつてその耐Al溶損性を著しく向上させたも
のであり、Alダイキヤスト金型用超高張力鋼と
して有用である。勿論、他の金型、例えば、プラ
スチツクやゴム成形のための金型にも好適に使用
することができる。更に、本発明鋼によれば、補
修後の熱処理を要しないAlダイキヤスト金型の
補修用溶接棒としても有用である。以下に本発明の実施例を挙げるが、本発明はこ
れら実施例に限定されるものではない。実施例真空溶解法によつて第１表鋼番号１〜４に示す
化学組成の鋼を調製してインゴツトとし、ソーキ
ング処理後、インゴツトを皮削りした。1150〜
1200℃での素鍛造を経て、径20mm鋼に仕上鍛造
し、850℃で１時間加熱して溶体化処理し、空冷
後、試験片加工し、550℃で３時間加熱、冷却し
て時効処理を施した。第２表に鍛造品の室温強度、600℃での機械的
性質、及び600℃で３時間の時効処理を施したと
きのHRCを示す。また、第３表には変態温度、
耐熱疲労特性及びAl溶損試験の結果を示す。

【表】

【表】 (b)及び(c)はマルエージング鋼であり、標準組
成を示す。

【表】

【表】また、比較のために、SKD61鋼、18％NiのCo
無添加マルエージング鋼及び18％Ni300ksiマル
エージング鋼の化学組成を比較鋼として第１表に
示し、また、本発明鋼と同様の性質を第２表及び
第３表に示す。本発明鋼によれば、比較鋼５に比べて常温強度
及び高温度に著しくすぐれていると共に、耐Al
溶損性にすぐれ、また、従来のマルエージング鋼
に比べて、高温強度及び耐Al溶損性に著しくす
ぐれていることが明らかである。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％でＣ 0.05％以下に規制し、 Al 0.1〜1.0％、 Ni 10〜20％、 Cr １〜７％、 Mo ３〜７％、 Ti 0.5〜３％、残部鉄及び不可避的不純物からなることを特徴
とする耐Al溶損性のすぐれた超高張力鋼。２重量％でＣ 0.05％以下に規制し、 Al 0.1〜1.0％、 Ni 10〜20％、 Cr １〜７％、 Mo ３〜７％、 Co ３〜30％、 Ti 0.5〜３％、残部鉄及び不可避的不純物からなることを特徴
とする耐Al溶損性のすぐれた超高張力鋼。