JPWO2015045528A1 - 高速度工具鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
しかしながら、特許文献1の手法で製造した高速度工具鋼であっても、その焼入れ焼戻し後の組織中には、個々の粒径が0.5μmを超える炭化物が少なくない場合がある。このため、特許文献1の手法では、高速度工具鋼の靭性向上の効果が十分に得られない場合があった。
<1> 質量%で、C:0.40〜0.90%、Si:1.00%以下、Mn:1.00%以下、Cr:4.00〜6.00%、WおよびMoのうちの1種または2種:関係式(Mo+0.5W)によって求められる含有量として1.50〜6.00%、並びに、VおよびNbのうちの1種または2種:関係式(V+Nb)によって求められる含有量として0.50〜3.00%を含有し、Nの含有量が質量%で0.0200%以下であり、残部がFeおよび不純物からなり、断面組織中の炭化物の円相当径の最大値が1.00μm以下である高速度工具鋼。
<2> 質量%で、Ni:1.00%以下をさらに含有する<1>に記載の高速度工具鋼。
<3> 質量%で、Co:5.00%以下をさらに含有する<1>または<2>に記載の高速度工具鋼。
<4> Siの含有量が、質量%で0.20%以下である<1>〜<3>のいずれか1項に記載の高速度工具鋼。
<5> 硬さが45HRC以上である<1>〜<4>のいずれか1項に記載の高速度工具鋼。
前記鋼塊を1200〜1300℃に加熱することによって均熱処理する均熱処理工程と、
前記均熱処理工程後の前記鋼塊を該鋼塊の表面温度が900℃以下になるまで冷却する過程で、少なくとも、前記表面温度が1000℃以下900℃超の範囲内に含まれる温度T1に下がった以降は、前記表面温度の冷却速度が3℃/分以上となる条件で前記表面温度が900℃以下になるまで冷却する冷却工程と、
前記冷却工程後の前記鋼塊を900℃超の熱間加工温度に再加熱し、前記再加熱した鋼塊を熱間加工して鋼材とする熱間加工工程と、
前記鋼材に焼入れ焼戻しを行う焼入れ焼戻し工程と、
を有する高速度工具鋼の製造方法。
<8> 前記準備工程で準備する前記鋼塊は、脱酸精錬法によって精錬された溶鋼を鋳造することによって得られた鋼塊である<6>または<7>に記載の高速度工具鋼の製造方法。
<9> 前記準備工程で準備する前記鋼塊は、脱酸精錬法によって精錬された溶鋼を鋳造して再溶解用電極を得、得られた再溶解用電極を用いて再溶解法によって得られた鋼塊である<8>に記載の高速度工具鋼の製造方法。
<10> 前記準備工程で準備する前記鋼塊は、質量%で、Ni:1.00%以下をさらに含有する<6>〜<9>のいずれか1項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
<11> 前記準備工程で準備する前記鋼塊は、質量%で、Co:5.00%以下をさらに含有する<6>〜<10>のいずれか1項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
<12> 前記準備工程で準備する前記鋼塊は、Siの含有量が、質量%で0.20%以下である<6>〜<11>のいずれか1項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
<13> 前記焼入れ焼戻し工程は、前記焼入れ焼戻しにより、鋼材の硬さを45HRC以上に調整する<6>〜<12>のいずれか1項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
<14> 前記熱間加工工程後であって前記焼入れ焼戻し工程前に、前記鋼材を工具形状に機械加工する機械加工工程をさらに有し、
前記焼入れ焼戻し工程は、工具形状に機械加工された鋼材に対して焼入れ焼戻しを行う<6>〜<13>のいずれか1項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
また、本明細書中、「〜」を用いて示された数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値をそれぞれ最小値及び最大値として含む範囲を示す。
また、本明細書中、単位「HRC」で表される「硬さ」は、JIS G 0202(2013)に規定されるCスケールのロックウェル硬さを表す。
本発明の高速度工具鋼は、質量%で、C(炭素):0.40〜0.90%、Si(ケイ素):1.00%以下、Mn(マンガン):1.00%以下、Cr(クロム):4.00〜6.00%、W(タングステン)およびMo(モリブデン)のうちの1種または2種:関係式(Mo+0.5W)によって求められる含有量として1.50〜6.00%、並びに、V(バナジウム)およびNb(ニオブ)のうちの1種または2種:関係式(V+Nb)によって求められる含有量として0.50〜3.00%を含有し、N(窒素)の含有量が質量%で0.0200%以下であり、残部がFe(鉄)および不純物からなり、断面組織中の炭化物の円相当径の最大値が1.00μm以下である。
Nは、鋳造後の鋼塊が不可避的に含有する不純物元素である。
Nは、炭化物形成元素であるVやNbとの親和性が強い元素である。
よって、Nを多く含む高速度工具鋼では、鋳造時の凝固過程において、VやNbが、Cと結合して炭化物(共晶炭化物)として晶出する前に、Nと結合して窒化物として晶出する。次いで、この窒化物の周囲に炭化物が晶出することにより、炭窒化物が形成される。
前記炭窒化物は熱的に安定な化合物である。
従って、鋼塊中に前記炭窒化物が多く形成されていると、次工程である均熱処理工程や熱間加工工程において、前記炭窒化物を基地中に固溶させることが困難である。その結果、均熱処理工程および熱間加工工程を経て製造された高速度工具鋼(工具製品を含む。以下同じ。)の組織中には前記炭窒化物が多く残留することとなり、高速度工具鋼の靭性が低下する。そして、前記炭窒化物が破壊の起点となることにより、高速度工具鋼の早期割れが起こり易くなり、ひいては高速度工具鋼の寿命が低下する。
これにより、鋼塊中に晶出する前記炭窒化物の形態を、窒素を含まない炭化物の形態に変化させることができる。
窒素を含まない炭化物は、均熱処理等で基地中に固溶させることが容易である。このため、Nの含有量を0.0200%以下とすることにより、高速度工具鋼中に分布する炭化物をより微細にすることができるので、高速度工具鋼の靱性をより向上させることができる。
しかし、本発明者の検討により、高速度工具鋼中の炭化物の平均粒径が0.5μm以下である場合であっても、この高速度工具鋼中に、粒径が1.00μmを大きく超える粗大な炭化物が存在する場合があることが判明した。さらに、かかる粗大な炭化物の存在により、高速度工具鋼の靱性を十分に向上させることができない場合があることも判明した。
これらの点に関し、本発明の高速度工具鋼では、断面組織中の炭化物の円相当径の最大値が1.00μm以下であることにより、高速度工具鋼の靭性がさらに向上する。
高速度工具鋼の断面組織中の炭化物の円相当径の最大値が1.00μmを超えると、粒径が大きい炭化物(特に、円相当径が1.00μmを超える炭化物)が破壊の起点になりやすくなり、高速度工具鋼の靱性が低下する。円相当径が1.00μmを超える炭化物は、焼入れ工程において、その焼入れ温度(概ね900℃以上のオーステナイト化温度)で専ら基地中に固溶しない炭化物(未固溶炭化物)である。
本発明の高速度工具鋼において、N含有量の下限には特に制限はないが、N含有量の下限は、例えば0.0005%とすることができ、また、0.0010%とすることもできる。
そして、前記炭化物が特定されるときの高速度工具鋼は、一般的に、各種の工具製品の形状を有している。この工具製品の形状で前記炭化物に起因した割れの発生が懸念される部位は、例えば、前記工具製品の作業面であり、特に、前記作業面のうちで、他の部材と接触するコーナー部(外角部、内角部)である。従って、前記炭化物を特定する高速度工具鋼の部位は、例えば、前記コーナー部を含む断面組織とすることができる。
工具の靭性に大きな影響を及ぼす炭化物は、焼入れ工程において、その焼入れ温度(概ね900℃以上のオーステナイト化温度)で専ら基地中に固溶しない炭化物(未固溶炭化物)である。
本発明の高速度工具鋼を各種工具に用いるとき、その使用硬さを45HRC以上とすることで、工具に優れた引張強さを付与することができる。特に、各種熱間工具に用いる場合には、その使用硬さ(室温での硬さ)を45HRC以上とすることで、高温での優れた引張強さを付与することができる。
本発明の高速度工具鋼は、より好ましくは、硬さが45HRC〜60HRCである。
以下、本発明の高速度工具鋼のN以外の各成分について説明する。
Cは、Cr、Mo、W、V、Nbなどの炭化物形成元素と結合して硬い複炭化物を生成することにより、高速度工具鋼に対して耐摩耗性を付与する元素である。また、Cの一部は、基地中に固溶して基地を強化する。これにより、Cの一部は、焼入れ焼戻し後のマルテンサイト組織に硬さを付与する。しかし、過量のCは、炭化物の偏析を助長する。よって、Cの含有量は、0.40〜0.90%とする。
Siは、通常、溶解工程で脱酸剤として使用され、鋳造後の鋼塊が不可避的に含有する元素である。しかし、Siの含有量が多すぎると、高速度工具鋼の靭性が低下する。よって、Siの含有量は、1.00%以下とする。なお、Siには、M2C型の棒状の一次炭化物を球状に微細化する作用がある。よって、Siの含有量は、好ましくは、0.10%以上とする。
また、Siの含有量は、以下の観点からみて、0.20%以下であることが好ましい。
即ち、Siの含有量が0.20%以下である場合には、一次炭化物を球状に微細化する作用が弱くなる傾向がある。従って、Siが0.20%以下である場合には、Siが0.20%を超える場合と比較して、Nの含有量を0.0200%以下とすることによる効果、及び、断面組織中の炭化物の円相当径の最大値を1.00μm以下とすることによる効果が一層顕著に奏される。
Mnは、Siと同様、溶解工程で脱酸剤として使用され、鋳造後の鋼塊が不可避的に含有する元素である。しかし、Mnの含有量が多すぎると、A1変態点が過度に低下して、焼きなまし硬さが高くなり、高速度工具鋼の機械加工性(切削性)が低下する。よって、Mnの含有量は、1.00%以下とする。なお、Mnには、焼入性を向上させる作用がある。よって、好ましくは、0.10%以上とする。
Crは、Cと結合して炭化物を形成し、高速度工具鋼の耐摩耗性を向上させる元素である。また、Crは、高速度工具鋼の焼入性の向上にも寄与する元素である。しかし、Crの含有量が多すぎると、縞状偏析が助長され、高速度工具鋼の靭性が低下する。よって、Crの含有量は、4.00〜6.00%とする。
WおよびMoは、Cと結合して炭化物を形成し、また、焼入れ時に基地中に固溶して硬さを増し、高速度工具鋼の耐摩耗性を向上する元素である。但し、WおよびMoの含有量が多すぎると、縞状偏析が助長され、高速度工具鋼の靭性が低下する。
本発明の高速度工具鋼では、WおよびMoのうちの1種または2種の含有量を、関係式(Mo+0.5W)によって求められる含有量として1.50〜6.00%とする。
本発明の高速度工具鋼は、WおよびMoのうちの1種(一方)のみを含有していてもよいし、WおよびMoのうちの2種(両方)を含有していてもよい。即ち、関係式(Mo+0.5W)における「Mo」及び「W」のいずれか一方は、0%であってもよい。
VおよびNbは、Cと結合して炭化物を形成し、高速度工具鋼の耐摩耗性および耐焼付性を向上する。また、VおよびNbは、焼入れ時に基地中に固溶し、焼戻し時に微細で凝集し難い炭化物を析出することにより、高速度工具鋼に対し、高温環境での軟化抵抗を向上し、優れた高温耐力を付与する。そして、VおよびNbは、結晶粒を微細にするとともに、A1変態点も上げて、高速度工具鋼の靭性および耐ヒートクラック性を向上させる。但し、VおよびNbの含有量が多すぎると大きな炭化物を生成して、工具として使用時のクラックの発生を助長する。
本発明の高速度工具鋼では、VおよびNbのうちの1種または2種の含有量を、関係式(V+Nb)によって求められる含有量として0.50〜3.00%とする。
関係式(V+Nb)において、「V」はV(バナジウム)の含有量(%)を表し、「Nb」はNb(ニオブ)の含有量(%)を表す。
本発明の高速度工具鋼は、VおよびNbのうちの1種(一方)のみを含有していてもよいし、VおよびNbのうちの2種(両方)を含有していてもよい。即ち、関係式(V+Nb)における「V」及び「Nb」のいずれか一方は、0%であってもよい。
関係式(V+Nb)によって求められる含有量は、好ましくは1.50%以下である。
Niは、高速度工具鋼に優れた焼入性を付与する。これによって、マルテンサイトが主体の焼入れ組織を形成でき、基地自体の有する本質的な靭性を改善できる。しかし、Niの含有量が多すぎるとA1変態点が過度に低下し、高速度工具鋼の焼きなまし硬さが高くなり、高速度工具鋼の機械加工性が低下する。よって、高速度工具鋼がNiを含有する場合でも、Niの含有量は1.00%以下とすることが好ましい。そして、高速度工具鋼がNiを含有する場合、Niの含有量は0.05%以上が好ましい。
Coは、使用中の工具が昇温されるときに、前記工具の表面に極めて緻密で密着性のよい保護酸化被膜を形成する効果を有する。これによって、前記工具の表面と相手材との金属接触を減少して、前記工具の表面の温度上昇が低減され、前記工具に優れた耐摩耗性をもたらす。そして、この保護酸化被膜の形成によって、断熱効果が増し、耐ヒートクラック性も向上する。しかし、Coの含有量が多すぎると、高速度工具鋼の靭性が低下する。よって、高速度工具鋼がCoを含有する場合でも、Coの含有量は5.00%以下とすることが好ましい。そして、高速度工具鋼がCoを含有する場合、Coの含有量は0.30%以上が好ましい。
Sの含有量が多すぎると高速度工具鋼の熱間加工性が阻害されるので、Sの含有量は0.0100%以下に規制することが好ましい。Sの含有量は、より好ましくは0.0050%以下である。
Pの含有量が多すぎると高速度工具鋼の靭性が劣化するので、Pの含有量は0.050%以下に規制することが好ましい。Pの含有量は、より好ましくは0.025%以下である。
上述の製造方法の中でも、後述する、本発明の高速度工具鋼の製造方法によれば、本発明の高速度工具鋼を特に製造し易い。
本発明の高速度工具鋼の製造方法(以下、「本製造方法」ともいう)は、質量%で、C:0.40〜0.90%、Si:1.00%以下、Mn:1.00%以下、Cr:4.00〜6.00%、WおよびMoのうちの1種または2種:関係式(Mo+0.5W)によって求められる含有量として1.50〜6.00%、並びに、VおよびNbのうちの1種または2種:関係式(V+Nb)によって求められる含有量として0.50〜3.00%を含有し、Nの含有量が質量%で0.0200%以下であり、残部がFeおよび不純物からなる鋼塊を準備する準備工程と、
前記鋼塊を1200〜1300℃に加熱することによって均熱処理する均熱処理工程と、
前記均熱処理工程後の前記鋼塊を該鋼塊の表面温度が900℃以下になるまで冷却する過程で、少なくとも、前記表面温度が1000℃以下900℃超の範囲内に含まれる温度T1に下がった以降は、前記表面温度の冷却速度が3℃/分以上となる条件で前記表面温度が900℃以下になるまで冷却する冷却工程と、
前記冷却工程後の前記鋼塊を900℃超の熱間加工温度に再加熱し、前記再加熱した鋼塊を熱間加工して鋼材とする熱間加工工程と、
前記鋼材に焼入れ焼戻しを行う焼入れ焼戻し工程と、
を有する。
しかし、本発明者は、前記均熱処理後の冷却過程の管理が不適切であると、未固溶または新たに析出した炭化物が粗大化する場合があることを知見した。そこで本発明者は、この冷却条件を適切に管理することで、冷却過程における前記炭化物の粗大化を抑制でき、その結果、高速度工具鋼の組織中の炭化物をより微細化できることを突きとめた。さらに本発明者は、前記適切な冷却条件による炭化物微細化の効果を維持するためには、均熱処理の対象となる鋼塊自身にも、より最適な成分組成があることを突きとめ、本発明の高速度工具鋼の製造方法に到達した。
しかし、実際の操業においては、均熱処理が終了した直後の鋼塊を、その均熱処理温度から前記900℃以下の温度にまで3℃/分以上の冷却速度で冷却することは困難である。即ち、実際の操業においては、鋼塊を均熱炉から取り出すまでの間で、冷却速度が3℃/分未満の徐冷が進んで(つまり、均熱処理炉内で炉冷等が進んで)、前記冷却速度による冷却を始めるときには、鋼塊の表面温度が前記均熱処理温度から下がっているのが現実的である。
そして本発明者の研究によれば、前記鋼塊の表面温度が1000℃付近にまで下がってきたときには、既に多くのVやNbの炭化物が析出しており、かつ、成長も始まっていることがわかった。
本製造方法によれば、例えば、断面組織中の炭化物の円相当径の最大値が1.00μm以下である高速度工具鋼(例えば、上述の本発明の高速度工具鋼)を製造することができる。
準備工程は、質量%で、C:0.40〜0.90%、Si:1.00%以下、Mn:1.00%以下、Cr:4.00〜6.00%、WおよびMoのうちの1種または2種:関係式(Mo+0.5W)によって求められる含有量として1.50〜6.00%、並びに、VおよびNbのうちの1種または2種:関係式(V+Nb)によって求められる含有量として0.50〜3.00%を含有し、Nの含有量が質量%で0.0200%以下であり、残部がFeおよび不純物からなる鋼塊を準備する工程である。
準備工程は、便宜上の工程である。
準備工程は、鋼塊を製造する工程であってもよいし、高速度工具鋼の製造に先立って予め製造しておいた鋼塊を準備する工程であってもよい。
鋼塊中のNの含有量を、大気溶解のみによって0.0200%以下に低下させようとする場合、溶解前の原料としてNの含有量が低減された高級な原料を使用しなくてはならず、コスト面で不利である。
そこで、本製造方法において、準備工程で準備する鋼塊は、脱酸精錬法によって精錬された溶鋼を鋳造することによって得られた鋼塊であることが好ましい。
脱酸精錬法としては、LF法、ASEA−SKF法、VAD法、VOD法等の各種取鍋製錬法;RH法、DH法等の各種真空脱ガス法;が挙げられる。
そこで、準備工程で準備する鋼塊は、脱酸精錬法によって精錬された溶鋼を鋳造して再溶解用電極を得、得られた再溶解用電極を用いて再溶解法によって得られた鋼塊であることがより好ましい。再溶解法の実施によって、鋼塊中の偏析を改善することができる。
再溶解法としては、エレクトロスラグ再溶解法、真空アーク再溶解法、プラズマアーク再溶解法、電子ビーム再溶解法等が挙げられる。特にエレクトロスラグ再溶解法は、スラグを用いることから、S等の不純物元素の低減に有利である。
均熱処理工程は、準備工程で準備した鋼塊を、1200〜1300℃に加熱することによって均熱処理する工程である。
均熱処理工程では、特許文献1の手法と同様、前記成分組成の鋼塊を1200〜1300℃の高温で均熱処理することにより、鋳造時の巨大炭化物を固溶させ、かつ、その組成成分を固溶拡散させて、炭化物の分布を改善することができる。
均熱処理の温度は、1200〜1300℃であるが、1260〜1300℃であることが好ましい。
また、均熱処理の時間は、10〜20時間が好ましい。
なお、高速度工具鋼の一般的な均熱処理の温度が1150℃前後であるのに対して、本製造方法の均熱処理工程における均熱処理の温度は、一般的な均熱処理の温度よりも高い。
冷却工程は、均熱処理工程後の鋼塊をこの鋼塊の表面温度が900℃以下になるまで冷却する過程で、少なくとも、鋼塊の表面温度が1000℃以下900℃超の範囲内に含まれる温度T1に下がった以降は、鋼塊の表面温度の冷却速度が3℃/分以上となる条件で鋼塊の表面温度が900℃以下になるまで冷却する工程である。
冷却工程では、鋼塊の表面温度が900℃以下になるまで3℃/分以上の冷却速度で冷却する。この冷却工程は、VやNbの炭化物が析出して成長しやすい900℃までの温度範囲を速く通過することで、粒径の大きい炭化物の形成を減少し、好ましくは、基地中に微細に分散した小粒径の炭化物のみを形成させる工程である。
但し、前述のとおり、均熱処理が終了した鋼塊を、その均熱処理温度を保った時点から900℃以下の温度にまで3℃/分以上の冷却速度で冷却することは困難である。
そこで、本製造方法では、均熱処理の対象となる鋼塊に含まれるNの含有量を0.0200%以下にすることで、冷却中の炭化物の析出および成長温度を、1000℃付近にまで下げることに成功した。
すなわち、本製造方法における冷却工程は、均熱処理工程後の鋼塊をこの鋼塊の表面温度が900℃以下になるまで冷却する過程で、少なくとも、前記表面温度が1000℃以下900℃超の範囲内に含まれる温度T1に下がった以降は、前記表面温度の冷却速度が3℃/分以上となる条件で前記表面温度が900℃以下になるまで冷却する。
前記3℃/分以上の冷却速度は、鋼塊を均熱処理炉から取り出して、例えば空冷(放冷)や、ファン冷却することによって達成できる。
鋼塊の表面温度が前記温度T1に下がるまでの冷却を、表面温度の冷却速度が3℃/分未満となる条件で行う態様は、均熱処理後の鋼塊の取り扱い時間に余裕ができるので、高速度工具鋼の製造がより容易となるという利点を有する。
また、冷却工程は、少なくとも、鋼塊の表面温度が1000℃に下がった以降は、鋼塊の表面温度の冷却速度が3℃/分以上となる条件で鋼塊の表面温度が900℃以下になるまで冷却する工程であることがより好ましい。
また、冷却工程において、温度T1に下がった以降の冷却速度の上限には特に制限はないが、上限は、100℃/分が好ましく、80℃/分がより好ましい。
熱間加工工程は、前記冷却工程後の鋼塊を900℃超の熱間加工温度に再加熱し、再加熱した鋼塊を熱間加工して鋼材とする工程である。前記熱間加工温度とは、前記熱間加工を開始する温度である。
熱間加工工程で行う再加熱および熱間加工は、特許文献1と同じ要領で行えばよい。例えば、熱間加工は、鋼塊の有する鋳造組織を改善すること、所定の鋼材寸法に整えること等を目的にして行う。熱間加工は、通常実施されている鍛造や圧延等の分塊条件等に従って行えばよい。
前記冷却工程後の鋼塊の熱間加工温度は900℃超であるが、950℃以上が好ましく、1000℃以上がより好ましく、1050℃以上が特に好ましい。
前記冷却工程後の鋼塊の熱間加工温度の上限には特に制限はないが、上限は、1250℃が好ましく、1200℃がより好ましく、1150℃が特に好ましい。
焼入れ焼戻し工程は、前記熱間加工によって得られた鋼材に焼入れ焼戻しを行う工程である。焼入れ焼戻し後の鋼材は、組織中に含まれる炭化物が微細に調整されており、優れた靭性を有している。
焼入れ焼戻し工程における焼入れ焼戻しは、特許文献1と同じ要領で行えばよく、通常実施されている条件等に従って行えばよい。
焼入れ焼戻し工程における焼入れ焼戻しにおいて、焼入れ温度は、900℃以上の範囲から適宜選択することができる。焼入れ温度は、950℃以上がより好ましく、1000℃以上がさらに好ましい。焼入れ温度の上限には特に制限はないが、1250℃が好ましく、1200℃がより好ましい。
焼入れ焼戻し工程における焼入れ焼戻しにおいて、焼戻し温度は、500〜650℃の範囲から適宜選択することができる。
即ち、本工程における焼入れ焼戻し後の鋼材の硬さは、45HRC以上(より好ましくは45〜60HRC)であることが好ましい。
本製造方法は、前記熱間加工工程後であって前記焼入れ焼戻し工程前に、前記鋼材を工具形状に機械加工する機械加工工程をさらに有し、前記焼入れ焼戻し工程は、工具形状に機械加工された鋼材に対して焼入れ焼戻しを行う工程であってもよい。
本製造方法がかかる態様であると、工具形状の鋼材(即ち、工具製品)を効率的に製造できる。即ち、鋼材を用いてダイス、パンチ等の工具製品を作製することを考えれば、熱間加工後の鋼材の状態は、硬さが低い焼鈍状態であることが好ましい。この焼鈍状態の鋼材を機械加工してから焼入れ焼戻しを行うことが、工具製品の製造にとって効率的である。
大気溶解法によって、所定の成分組成に調整された溶鋼を準備した。
本発明例(鋼塊A)に供する溶鋼については、前記溶鋼に対し、さらに、取鍋製錬法による精錬も実施して、Nの含有量を低く調整した。
次に、溶鋼(本発明例に供する溶鋼についてはNの含有量を低く調整した後の溶鋼)を鋳造して、エレクトロスラグ再溶解用の電極(再溶解用電極)に仕上げた。次に、前記電極にエレクトロスラグ再溶解を実施して、表1の成分組成を有し、残部がFeおよび不純物からなる高速度工具鋼の鋼塊A及び鋼塊Bを作製した。
冷却条件1は、均熱処理が完了した鋼塊を、この鋼塊の表面温度が均熱処理温度(1280℃)から1200℃に下がるまで徐冷(冷却速度:0.5℃/分)し、鋼塊の表面温度が1200℃に下がった以降は、ファン冷却による空冷(冷却速度:約50℃/分)によって鋼塊の表面温度が900℃以下になるまで冷却する条件である。
冷却条件2は、冷却条件1において、徐冷から空冷に切り替える温度を、冷却条件1の1200℃から1100℃に変更した条件である。
冷却条件3は、冷却条件1において、徐冷から空冷に切り替える温度を、冷却条件1の1200℃から1000℃に変更した条件である。
冷却条件4は、冷却条件1において、徐冷から空冷に切り替える温度を、冷却条件1の1200℃から900℃に変更した条件である。
まず、鋼塊から採取した各試料の断面組織を走査型電子顕微鏡(倍率50倍)で観察し、この観察した視野をEPMAで分析した。そして、炭化物を形成するVおよびNbの含有量に基づいて、前記分析結果に対し、10カウント(cps)以上のVおよびNbの検出強度を閾(しきい)値とした二値化処理を行った。これにより、断面組織中に分布するVおよびNbの炭化物を示した二値化画像を得た。
図2に、各鋼塊についての二値化画像を示す。図2において、炭化物は、黒色の分布で示されている。
図2に示すように、冷却条件1で冷却された鋼塊A、冷却条件2で冷却された鋼塊A、冷却条件3で冷却された鋼塊A、冷却条件1で冷却された鋼塊B、および冷却条件2で冷却された鋼塊Bでは、黒色の分布(炭化物の明確な存在)が確認されなかった。
これに対して、Nの含有量が0.0200%を超える鋼塊Bの場合、鋼塊の表面温度が1000℃に下がるまで徐冷してしまうと(冷却条件3)、鋼塊の表面温度が1000℃に下がった以降に3℃/分以上の冷却速度で冷却しても、炭化物が明確に確認された。
これら結果は、高速度工具鋼中のNの含有量を0.0200%以下とすることにより(鋼塊A)、冷却中の炭化物の析出および成長温度が1000℃付近にまで下がったことによる。
実施例1において、冷却条件1(均熱処理後、1200℃まで徐冷)で冷却された鋼塊A(N:0.0128%)および冷却条件1(均熱処理後、1200℃まで徐冷)で冷却された鋼塊B(N:0.0296%)を、それぞれ1100℃の熱間加工温度に再加熱し、再加熱した鋼塊に熱間プレスおよび熱間圧延を行って、分塊加工した。分塊加工後の各鋼塊(鋼片)に対して熱間圧延を行い、断面直径が100mmの丸棒鋼材に仕上げた(以上、熱間加工工程)。
以上により、本発明例の評価用試料(鋼塊Aを用いて作製された高速度工具鋼)および比較例の評価用試料(鋼塊Bを用いて作製された高速度工具鋼)をそれぞれ得た。
まず、前記評価用試料の断面組織を走査型電子顕微鏡(倍率4000倍)で観察した。
図3は、本発明例の評価用試料(鋼塊Aを用いて作製された高速度工具鋼)の断面組織の走査型電子顕微鏡写真であり、図4は、比較例の評価用試料(鋼塊Bを用いて作製された高速度工具鋼)の断面組織の走査型電子顕微鏡写真である。
図3中及び図4中には、固溶しないで基地中に残った炭化物(未固溶炭化物)が確認できる。
そして、これらの組織画像に対し、画像解析ソフトウェア(オリンパス株式会社製ソフトウェアSCANDIUM)を用い、基地と炭化物とのコントラストを際立ださせる画像処理を施した。これにより、基地と炭化物とを識別し、炭化物の粒度分布を測定した。
炭化物の粒度分布は、炭化物の円相当径と個数密度(個/mm2)との関係を調べることによって測定した。
図5は、炭化物の円相当径と個数密度(個/mm2)との関係を示すグラフである。
図5中、「計176×103個/mm2」および「計180×103個/mm2」との表記は、円相当径毎の個数密度を加算することによって求められた、炭化物全体の個数密度(個/mm2)を示している。
一方、比較例の評価用試料(高速度工具鋼)では、円相当径が1.00μmを超える炭化物が少なくなかった。
以上のように、本発明例の高速度工具鋼における炭化物は、比較例の高速度工具鋼の炭化物に比べて微細であることがわかった。そして本発明例の高速度工具鋼では、炭化物全体の個数密度が80×103個/mm2以上であり、微細な炭化物が多量に形成されていた。
シャルピー衝撃試験の試験片のノッチ形状は10Rとした。
シャルピー衝撃試験の試験片としては、前記丸棒鋼材の長さ方向(熱間加工方向)と試験片の長さが合うように採取した試験片と、前記丸棒鋼材の断面径方向に試験片の長さが合うように採取した試験片と、の2種類を用いた。
そして、前記2種類の試験片につき、採取位置が異なる3つの試験片(TP1、TP2、TP3)をそれぞれ準備して、シャルピー衝撃試験を実施した。
シャルピー衝撃試験の試験結果を表2に示す。
図6に示すように、本発明例の高速度工具鋼の場合、破面の起点には衝撃値を低めるような大きな要因は確認されなかった。
一方、図7に示すように、比較例の高速度工具鋼の場合、破面の起点(丸囲み部)には円相当径で1.00μmを超える大きな炭化物が確認された。つまり、この大きな炭化物が破壊の起点となり、比較例の高速度工具鋼の靭性を低めていたことを確認した。
本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。
Claims (14)
- 質量%で、C:0.40〜0.90%、Si:1.00%以下、Mn:1.00%以下、Cr:4.00〜6.00%、WおよびMoのうちの1種または2種:関係式(Mo+0.5W)によって求められる含有量として1.50〜6.00%、並びに、VおよびNbのうちの1種または2種:関係式(V+Nb)によって求められる含有量として0.50〜3.00%を含有し、Nの含有量が質量%で0.0200%以下であり、残部がFeおよび不純物からなり、断面組織中の炭化物の円相当径の最大値が1.00μm以下である高速度工具鋼。
- 質量%で、Ni:1.00%以下をさらに含有する請求項1に記載の高速度工具鋼。
- 質量%で、Co:5.00%以下をさらに含有する請求項1または請求項2に記載の高速度工具鋼。
- Siの含有量が、質量%で0.20%以下である請求項1〜請求項3のいずれか1項に記載の高速度工具鋼。
- 硬さが45HRC以上である請求項1〜請求項4のいずれか1項に記載の高速度工具鋼。
- 質量%で、C:0.40〜0.90%、Si:1.00%以下、Mn:1.00%以下、Cr:4.00〜6.00%、WおよびMoのうちの1種または2種:関係式(Mo+0.5W)によって求められる含有量として1.50〜6.00%、並びに、VおよびNbのうちの1種または2種:関係式(V+Nb)によって求められる含有量として0.50〜3.00%を含有し、Nの含有量が質量%で0.0200%以下であり、残部がFeおよび不純物からなる鋼塊を準備する準備工程と、
前記鋼塊を1200〜1300℃に加熱することによって均熱処理する均熱処理工程と、
前記均熱処理工程後の前記鋼塊を該鋼塊の表面温度が900℃以下になるまで冷却する過程で、少なくとも、前記表面温度が1000℃以下900℃超の範囲内に含まれる温度T1に下がった以降は、前記表面温度の冷却速度が3℃/分以上となる条件で前記表面温度が900℃以下になるまで冷却する冷却工程と、
前記冷却工程後の前記鋼塊を900℃超の熱間加工温度に再加熱し、前記再加熱した鋼塊を熱間加工して鋼材とする熱間加工工程と、
前記鋼材に焼入れ焼戻しを行う焼入れ焼戻し工程と、
を有する高速度工具鋼の製造方法。 - 前記冷却工程は、前記鋼塊の表面温度が前記温度T1に下がるまでは、前記鋼塊を、前記表面温度の冷却速度が3℃/分未満となる条件で冷却する請求項6に記載の高速度工具鋼の製造方法。
- 前記準備工程で準備する前記鋼塊は、脱酸精錬法によって精錬された溶鋼を鋳造することによって得られた鋼塊である請求項6または請求項7に記載の高速度工具鋼の製造方法。
- 前記準備工程で準備する前記鋼塊は、脱酸精錬法によって精錬された溶鋼を鋳造して再溶解用電極を得、得られた再溶解用電極を用いて再溶解法によって得られた鋼塊である請求項8に記載の高速度工具鋼の製造方法。
- 前記準備工程で準備する前記鋼塊は、質量%で、Ni:1.00%以下をさらに含有する請求項6〜請求項9のいずれか1項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
- 前記準備工程で準備する前記鋼塊は、質量%で、Co:5.00%以下をさらに含有する請求項6〜請求項10のいずれか1項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
- 前記準備工程で準備する前記鋼塊は、Siの含有量が、質量%で0.20%以下である請求項6〜請求項11のいずれか1項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
- 前記焼入れ焼戻し工程は、前記焼入れ焼戻しにより、鋼材の硬さを45HRC以上に調整する請求項6〜請求項12のいずれか1項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
- 前記熱間加工工程後であって前記焼入れ焼戻し工程前に、前記鋼材を工具形状に機械加工する機械加工工程をさらに有し、
前記焼入れ焼戻し工程は、工具形状に機械加工された鋼材に対して焼入れ焼戻しを行う請求項6〜請求項13のいずれか1項に記載の高速度工具鋼の製造方法。
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水野博司、外2名: "Mo系高速度工具鋼のMC炭化物晶出形態に及ぼす合金元素の影響", 電気製鋼, vol. 55, no. 4, JPN6017009147, November 1984 (1984-11-01), JP, pages 225 - 236, ISSN: 0003520754 * |
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