WO2007119721A1 - マルテンサイト系工具鋼の焼入れ前処理方法および焼入れ処理方法 - Google Patents

マルテンサイト系工具鋼の焼入れ前処理方法および焼入れ処理方法 Download PDF

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Hirotaka Eguchi
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Hitachi Metals, Ltd.
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a pre-quenching treatment method and a quenching treatment method for martensitic tool steel.
  • Patent Document 1 proposes a quenching method in which the cooling process is performed in multiple stages in order to improve toughness, heating and holding at a quenching temperature (FIG. 2: (6 ), (7)), and then proposed a method of multi-stage cooling (Fig. 2: (8 A), (8B)) at different cooling rates.
  • Patent Document 2 discloses JP-A-11-310821 (Patent Document 2) and JP-A-11-350034 (Patent Document 3) that the toughness is increased by making the cooling process multistage.
  • An improved quenching method was proposed.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 9-182948
  • Patent Document 2 JP-A-11 310821
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 11-350034
  • JP-A-9 182948, JP-A-11 310821, JP-A-11 350 034 disclose toughness by suppressing the growth of the bainitic structure produced during the quenching cooling process. Is to improve.
  • the object of the present invention is to prevent premixing and quenching of martensitic tool steel, which can prevent mixed grains in the microstructure after quenching and further improve toughness. Is to provide a method.
  • the present inventor has obtained a martensite single phase or “martensite” by quenching.
  • the martensitic tool steel is cooled to a temperature range of “pearlite nose temperature ⁇ 100 ° C.”, maintained at that temperature, and subjected to pearlite transformation.
  • a pre-quenching method for martensitic tool steel is a pre-quenching method for martensitic tool steel.
  • the heating time from the room temperature to the A1 transformation point, which is a temperature at which the austenite transformation starts, is set. Do not exceed 1 hour.
  • the quenching pretreatment method of the martensitic tool steel preferably, in the martensitic tool steel strength by weight 0/0, C:. 0. 10 ⁇ 2 0%, Si: 2 0% or less, Mn: 2.0% or less, Cr: l. 0 to 15.0%, Mo: 10.0% or less, Ni: 4.0% or less, V: 4.0% or less, It contains at least one element selected from the group consisting of W: 20.0% or less and Co: 10.0% or less.
  • the quenching method is applied to a mold formed of martensitic tool steel.
  • the following martensitic tool steel quenching method is provided.
  • the martensitic tool steel is cooled to a temperature range of “pearlite nose temperature ⁇ 100 ° C.”, maintained at that temperature, and pearlite transformed to cool to room temperature. Stages,
  • step (b) Subsequent to the step (a), the martensitic tool steel is cooled to a temperature range of “pearlite nose temperature ⁇ 100 ° C.”, maintained at that temperature, and subjected to pearlite transformation;
  • step (c) Subsequent to the step (b), the martensitic tool steel is heated to a temperature equal to or higher than the A3 transformation point, held in its holding, and then subjected to a quenching process. Quenching method.
  • the temperature at which austenite transformation starts from room temperature preferably, in the step (a), the temperature at which austenite transformation starts from room temperature.
  • the temperature rise time to the A1 transformation point does not exceed 1 hour.
  • the martensitic tool steel force mass%, C: 0. 10 to 2.0%, Si: 2.0% or less, Mn: 2.0% or less, Cr: l. 0 to 15.0%, Mo: 10.0 % Or less, Ni: 4.0% or less, V: 4.0% or less, W: 20.0% or less and Co: 10.
  • Group force Contains at least one element selected.
  • the quenching method is formed of martensitic tool steel. Applicable to molds.
  • the quenching pretreatment method and quenching treatment method of the martensitic tool steel of the present invention it is possible to suppress the coarsening of crystal grains and mixed grains due to quenching, and the martensitic tool steel has high toughness. Can be granted. Furthermore, the grain size number can be made finer than No. 6, and a martensitic tool steel having high toughness can be obtained. A mold to which this is applied can suppress the occurrence of large cracks and the like, and has an effect that the life is improved as compared with a conventional quenching treatment.
  • the greatest feature of the method of the present invention is that the metal structure of the martensitic tool steel is transformed into a pearlite before quenching.
  • the tool steel workpiece before quenching is heated to a temperature below the A1 transformation point, for example, in the range of 600 to 800 ° C, and the temperature difference between the surface and the interior of the workpiece is eliminated. And hold at that temperature. Then heat up to a suitable temperature above the A3 transformation point and hold at the quenching temperature. Thereafter, cooling is performed by adjusting the cooling rate so as to obtain a desired metal structure that is effective in increasing toughness.
  • the metal structure when held at the quenching temperature may become coarse grains due to the growth of austenite.
  • the cause of this is thought to be a mixture of grains in the tool steel before quenching due to the effects of hot working and annealing performed on the tool steel before quenching.
  • a treatment for once transforming the metal structure to pearlite before quenching is an essential condition.
  • a specific example of the present invention is shown for JIS SKD61 in Fig. 1A and Fig. IB. I will explain using the turn.
  • FIG. 1A and FIG. IB are examples of typical heat patterns of the present invention.
  • Fig. 1A shows the process to obtain the tool steel intermediate material before quenching (Fig. 1A: (1), (2), (3), (4), (5)). This is a heat pattern for quenching (Fig. 1A: (6), (7), (8)).
  • Fig. 1B shows the case of obtaining a tool steel intermediate material for quenching that has undergone a pearlite transformation after a pearlite transformation step (Fig. 1B: (5)) followed by a cooling step (Fig. 1B: (9)). It is an example of a typical heat pattern.
  • the martensitic tool steel is heated and held in the temperature range of “A3 transformation point to A3 transformation point + 150 ° C” (FIG. 1A, IB: (3), (4) The metal structure is austenitic transformed by).
  • the quenching tool steel intermediate material obtained in FIG. 1B may be heated again to the A3 transformation point or higher and held for quenching.
  • the purpose of the process of heating to the temperature range of A3 transformation point to “A3 transformation point + 150 ° C.” and maintaining that temperature is to achieve fine pulverization by the process of pearlite transformation in the next process. This is performed in order to form light in the austenite grain boundaries and grains.
  • the temperature for the austenite transformation (Fig. 1A, Fig. IB: (4)) is set in the temperature range from the A3 transformation point to "A3 transformation point + 150 ° C", and heated to the same temperature and held. did. This is because an austenite structure cannot be obtained at temperatures below the A3 transformation point, and austenite grains may grow coarsely in a temperature range exceeding the “A3 transformation point + 150 ° C”. .
  • the austenite transformation temperature ranges from the A3 transformation point to "A3 transformation point + 50 ° C".
  • the material to be treated is held at a predetermined temperature. 0.5 to 2 hours is sufficient after reaching a certain temperature.
  • the material to be treated when confirming whether or not the material to be treated has reached a predetermined temperature, it may be measured by directly contacting the surface of the material to be treated with a sheath thermocouple.
  • the preferred temperature range is from the pearlite nose temperature to the pearlite nose temperature minus
  • JIS standard SKD61 which is characterized by austenite grain boundaries and a metal structure with a different pearlite structure in the grains.
  • JIS SKD11 has a feature that austenite grain boundaries, grains It has the characteristic of forming a uniform metal structure inside.
  • the first effect of resetting the factor that causes the metal structure to become mixed grains due to the influence of hot working or annealing, and the fine effect When adjusted to a pearlite structure, the second effect can be obtained.
  • the material to be treated was heated to the A3 transformation point or higher, held at that temperature, and then quenched to perform quenching. Martensitic tool steel can be obtained.
  • Quenching is performed after pearlite transformation (Fig. 1A: (5)) as shown in Fig. 1A, followed by heating and holding above the A3 transformation point (Fig. 1A: (6), (7))
  • cooling Fig. 1A: (8)
  • a quenching process may be applied to the quenching member.
  • Fig. 1 (b) a process for pearlite transformation (Fig. 1B: (5) ))
  • Fig. 1B: (9) once cooled as a tool steel intermediate material for quenching, the tool steel intermediate material for quenching is again brought to a temperature above the A3 transformation point. After heating and holding at that temperature, quenching may be performed, or, as shown in FIG. 2, quenching by multistage cooling may be performed from a temperature above the A3 transformation point.
  • the steel is heated to a temperature above the A3 transformation point, held at that temperature, cooled to form a tool steel intermediate material, and subsequently quenched. It is advantageous.
  • the quenching cooling rate may be multi-stage cooling as long as the quenching is performed at a cooling rate faster than the cooling rate at which troostite or grain boundary carbide precipitates as in normal quenching.
  • the A1 transformation point in the temperature raising step (Fig. 1A, Fig. 1B: (1), (2), (3)) to the temperature for austenite transformation (Fig. 1A, Fig. IB: (4)) It is particularly preferable to raise the temperature to the A3 transformation point within 1 hour.
  • the A1 transformation point is the temperature at which transformation starts partially into the austenitic structure
  • the A3 transformation point is the temperature at which the entire surface becomes the austenitic structure. If the heating time is too slow, the crystal grains are likely to grow coarsely, so the time was set within one hour. Preferably it is within 30 minutes.
  • a to-be-processed material is heated from the surface, and the inside is heated later than the surface. If the temperature rising rate is different between the inside and the surface, it is easy for the grain variation to occur inside and on the surface. More preferably, it is desirable to raise the temperature within one hour for both the inside and the surface.
  • the martensitic tool steel of the present invention refers to a steel whose metal structure can be adjusted to a martensite single phase or a two-phase structure of “martensite + bainite” by quenching.
  • these steels are observed with an optical microscope after quenching, they have a martensitic structure with a visual field area ratio exceeding 50%.
  • JIS SKD61, SKD62, SK T4, etc. are included.
  • the reason for setting the carbon content to 0.10% to 2.0% is that if the carbon content is less than 0.10%, the carbon content is too small and carbon does not diffuse into the crystal grains, and carbides are not present in the crystal grains. This is because if it exceeds 2.0% without precipitation, the carbide becomes excessive and the toughness is lowered.
  • C (carbon) is preferably 0.20 to 0.60%.
  • Si 2. 0% or less
  • Si is added as a deoxidizer during melting in tool steel. However, if added in a large amount, the toughness decreases. Therefore, in the present invention, it was made 2.0% or less. Preferably 0.15 ⁇ : L 20%.
  • Mn is added as a deoxidizing and desulfurizing agent during melting in tool steel.
  • the toughness decreases. Therefore, in the present invention, it was made 2.0% or less. Preferably, it is 0.30 ⁇ : L 00%.
  • 0% Cr is added for the purpose of improving hardenability and improving tensile strength and toughness in tool steel. However, if added in a large amount, the toughness is reduced. Therefore, in the present invention, it was set to 1.0 to 15.0%. Preferably it is 1.0 to 13.0%.
  • Mo improves hardenability in tool steel. It is also added for the purpose of forming fine carbides by tempering and increasing high-temperature tensile strength. However, if added in a large amount, the toughness decreases. Therefore, in this invention, it was made into 10.00% or less. Preferably, it is 0.20 to 5.00%.
  • At least one of the following Ni, V, W, and Co is added.
  • Ni is added for the purpose of improving hardenability and improving toughness in tool steel. However, if added in a large amount, the transformation point is lowered and the high-temperature strength is lowered. Therefore, in the present invention, it was made 4.00% or less. Preferably it is 2.0% or less.
  • V 4.00% or less (excluding zero%)
  • V improves the toughness of the tool steel by strengthening the crystal grains. Further, it is added for the purpose of forming a high-hardness carbonitride by tempering and increasing the tensile strength. However, when added in a large amount, the toughness decreases. Therefore, in the present invention, it was made 4.00% or less. Preferably from 0.10 to L: 10%.
  • W improves hardenability in tool steel. It is also added for the purpose of forming fine carbides by tempering and increasing high-temperature tensile strength. However, if added in a large amount, the toughness decreases. Therefore, in the present invention, it was made 4.00% or less. Preferably it is 0.10 to 1.10%.
  • Co is added for the purpose of increasing red hot hardness and increasing high-temperature tensile strength in tool steel. In the present invention, it was set to 10.00% or less.
  • the balance other than the elements described is substantially Fe.
  • the balance is substantially in the category of Fe, and naturally unavoidable impurities are included.
  • Nb and Ti refine crystal grains. Therefore, it should be contained within the range of 0.20% or less to the extent that toughness does not deteriorate.
  • A1 is an element that accelerates the diffusion of carbon, and has the effect of promoting the precipitation of carbides by pearlite transformation. Therefore, it may be contained in the range of 0.20% or less.
  • the present invention is preferably applied to a mold.
  • the internal temperature and surface temperature should be measured by bringing a sheathed thermocouple into direct contact with the cooling hole.
  • the Al and A3 transformation points were measured with a test piece having the same composition as the prepared sample, and the test piece was heated to 900 ° C, and then an isothermal transformation curve was created to create a pearlite nose. And the holding time until completion of pearlite transformation was confirmed.
  • the A1 transformation point is 823 ° C
  • the A3 transformation point is 857 ° C
  • the pearlite nose is 750 ° C for 30 minutes
  • the pearlite transformation completion temperature is 750 ° C for 2 hours or more. It was confirmed that the pearlite transformation was completed.
  • the above-mentioned tool steel intermediate material for quenching was reheated to a predetermined quenching temperature of 1030 ° C at a heating rate of 40 ° CZh (Fig. 1A: (6)) and held for 1 hour (Fig. 1A: (7 )) After cooling (Fig. 1A: (8)), it was quenched to obtain a tool steel member. Thereafter, tempering was performed twice and the hardness was adjusted to 43 ⁇ 1H RC to obtain a tempered material.
  • FIG. 3 shows a photograph of the metal structure after quenching and tempering.
  • FIG. 3 is a photograph of the metal structure after quenching and tempering of Invention Example No. 6.
  • the toughness of the tool steel is reduced. It can be used for applications that require high performance. By using it for heat treatment of molds, it is expected to have high toughness and improved life.
  • FIG. 1A shows a heat-heat pattern according to the first embodiment of the present invention.
  • FIG. 1B shows a heat-heat pattern according to the second embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 An example of a heat pattern by the conventional method is shown.
  • FIG. 3 shows a metal micrograph of the tempered material obtained in the present invention.

Abstract

　焼入れ後の金属組織中の混粒化を防止し、靱性を更に向上させることができる、マルテンサイト系工具鋼の焼入れ前処理方法および焼入れ処理方法を提供する。 　本発明は、（ａ）マルテンサイト系工具鋼を、室温からＡ３変態点～「Ａ３変態点＋１５０°C」の温度範囲にまで加熱し、その温度に保持してオーステナイト変態させる段階と、 　（ｂ）前記段階（ａ）に続いて、前記マルテンサイト系工具鋼を「パーライトノーズ温度±１００°C」の温度範囲まで冷却し、その温度に保持して、パーライト変態させる段階とを含む、マルテンサイト系工具鋼の焼入れ前処理方法に係わる。 　また本発明は、前記焼入れ前処理を施した後に、被処理材をＡ３変態点以上に加熱して、その温度に保持し、次いで冷却を行なうマルテンサイト系工具鋼の焼入れ処理方法に係わる。

Description

明 細 書
マルテンサイト系工具鋼の焼入れ前処理方法および焼入れ処理方法 技術分野
[0001] 本発明は、マルテンサイト系工具鋼の焼入れ前処理方法および焼入れ処理方法に 関するものである。
背景技術
[0002] 焼入れにより金属組織をマルテンサイト単相または「マルテンサイト +ベイナイト」の 二相組織に調整するマルテンサイト系の工具鋼の靭性を向上させる熱処理方法とし ては、焼入れ時の冷却速度を調整して所望の金属組織とする提案が多くなされて 、 る。
例えば、本願出願人の提案による特開平 9— 182948号公報 (特許文献 1)では、 靭性を改善するために冷却工程を多段とする焼入れ方法として、焼入れ温度に加熱 •保持（図 2 : (6) , (7) )し、その後、冷却工程を異なる冷却速度で多段冷却（図 2 : (8 A) , (8B) )する方法を提案した。また、この他にも本願出願人は、特開平 11— 3108 21号公報 (特許文献 2)、特開平 11— 350034号公報 (特許文献 3)中に、冷却工程 を多段とすることで靭性を改善する焼入れ方法を提案した。
特許文献 1 :特開平 9— 182948号公報
特許文献 2 :特開平 11 310821号公報
特許文献 3：特開平 11― 350034号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0003] 前記特開平 9 182948号公報、特開平 11 310821号公報、特開平 11 350 034号公報に開示された焼入れ方法は、焼入れの冷却過程で生成されるべイナイト 組織の成長を抑えて靭性を向上させるというものである。
し力しながら、本発明者が検討したところ、多段冷却を適用したとしても、焼入れ後 の結晶粒度を観察すると、部分的に結晶粒が異常に粗大化し、全体的に粗大な粒と 微細な粒が混在する混粒と呼ばれる金属組織が観察される場合のあることを確認し た。
力べして、本発明の目的は、焼入れ後の金属組織中の混粒ィ匕を防止し、靱性を更 に向上させることのできる、マルテンサイト系工具鋼の焼入れ前処理方法および焼入 れ処理方法を提供することである。
課題を解決するための手段
[0004] 本発明者は、焼入れにより、金属組織をマルテンサイト単相または「マルテンサイト
+ベイナイト」の二相組織に調整することができるマルテンサイト系工具鋼を対象とし て、混粒を防止して靭性を更に向上させる方法について鋭意検討した。
先ず、従来力 行われている焼入れ時の冷却工程を種々検討したが、より確実に 混粒を防止することは困難であった。そのため、焼入れ前のヒートパターンを種々検 討してみたところ、焼入れ前に特定のヒートパターンを採用した場合に、焼入れ後の 金属組織を均一かつ微細にできることを見出し本発明に到達した。
[0005] 力べして、本発明の第一の観点によれば、以下に示す、マルテンサイト系工具鋼の 焼入れ前処理方法が提供される。
(a)マルテンサイト系工具鋼を、室温から A3変態点〜「A3変態点 + 150°C」の温 度範囲にまで加熱し、その温度に保持してオーステナイト変態させる段階と、
(b)前記段階 (a)に続いて、前記マルテンサイト系工具鋼を「パーライトノーズ温度 ± 100°C」の温度範囲まで冷却し、その温度に保持して、パーライト変態させる段階 とを含む、マルテンサイト系工具鋼の焼入れ前処理方法。
このマルテンサイト系工具鋼の焼入れ前処理方法の一実施形態によれば、好適に は、前記段階 (a)において、室温から、オーステナイト変態が始まる温度である A1変 態点までの昇温時間が 1時間を超えない。
前記マルテンサイト系工具鋼の焼入れ前処理方法の別の実施形態によれば、好適 には、マルテンサイト系工具鋼力 質量0 /0で、 C : 0. 10〜2. 0%、 Si: 2. 0%以下、 Mn: 2. 0%以下、 Cr: l. 0〜15. 0%, Mo : 10. 0%以下、および、 Ni:4. 0%以下 、 V:4. 0%以下、 W: 20. 0%以下および Co : 10. 0%以下から成る群から選択され る少なくとも 1種の元素を含む。
前記マルテンサイト系工具鋼の焼入れ前処理方法の更に別の実施形態によれば、 好適には、該焼入れ処理方法がマルテンサイト系工具鋼で形成された金型に適用さ れる。
本発明の第二の観点によれば、以下に示す、マルテンサイト系工具鋼の焼入処理 方法が提供される。
(a)マルテンサイト系工具鋼を、室温から A3変態点〜「A3変態点 + 150°C」の温 度範囲にまで加熱し、その温度に保持してオーステナイト変態させる段階と、
(b)前記段階 (a)に続いて、前記マルテンサイト系工具鋼を「パーライトノーズ温度 ± 100°C」の温度範囲まで冷却し、その温度に保持して、パーライト変態させて室温 まで冷却する段階と、
(c)冷却された前記マルテンサイト系工具鋼を A3変態点以上の温度に加熱し、そ の温度に保持した後、焼入れ処理を施すマルテンサイト系工具鋼の焼入れ処理方 法。
本発明の第三の観点によれば、以下に示す、マルテンサイト系工具鋼の焼入れ処 理方法が提供される。
(a)マルテンサイト系工具鋼を、室温から A3変態点〜「A3変態点 + 150°C」の温 度範囲にまで加熱し、その温度に保持してオーステナイト変態させる段階と、
(b)前記段階 (a)に続いて、前記マルテンサイト系工具鋼を「パーライトノーズ温度 ± 100°C」の温度範囲まで冷却し、その温度に保持して、パーライト変態させる段階 と、
(c)前記段階 (b)に続いて、前記マルテンサイト系工具鋼を A3変態点以上の温度 に加熱し、その保持に保持した後、焼入れ処理を施す段階とを含むマルテンサイト系 工具鋼の焼入れ処理方法。
前記第一および第二の観点の下で、マルテンサイト系工具鋼の焼入れ処理方法の 一実施形態によれば、好適には、前記段階 (a)において、室温から、オーステナイト 変態が始まる温度である A1変態点までの昇温時間が 1時間を超えない。
前記第一および第二の観点の下で、前記マルテンサイト系工具鋼の焼入れ処理方 法の別の実施形態によれば、好適には、マルテンサイト系工具鋼力 質量％で、 C : 0 . 10〜2. 0%、 Si: 2. 0%以下、 Mn: 2. 0%以下、 Cr: l. 0〜15. 0%、 Mo : 10. 0 %以下、および、 Ni:4. 0%以下、 V:4. 0%以下、 W: 20. 0%以下および Co : 10.
0%以下力 成る群力 選択される少なくとも 1種の元素を含む。
前記第一および第二の観点の下で、前記マルテンサイト系工具鋼の焼入れ処理方 法の更に別の実施形態によれば、好適には、該焼入れ処理方法がマルテンサイト系 工具鋼で形成された金型に適用される。
発明の効果
[0007] 本発明の、マルテンサイト系工具鋼の焼入れ前処理方法および焼入れ処理方法に よれば、焼入れによる結晶粒の粗大化および混粒ィ匕を抑制でき、マルテンサイト系ェ 具鋼に高い靭性を付与することができる。さらに、結晶粒度番号で 6番よりも細粒に することも可能であり、高い靱性を有するマルテンサイト系工具鋼を得ることができる 。これを適用した金型は、大割れなどの発生を抑制でき、従来の焼入れ処理を行つ たものよりも寿命が向上するという効果を奏する。
発明を実施するための最良の形態
[0008] 本発明方法の最大の特徴は、焼入れ前にマルテンサイト系工具鋼の金属組織をパ 一ライト変態させる点にある。
従来の焼入れ方法では、焼入れ前の工具鋼製被処理材は A1変態点以下の例え ば 600〜800°Cの範囲まで昇温し、被処理材の表面と内部の温度差をなくすことを 企図として、ー且その温度に保持する。次いで、 A3変態点以上の適当な温度までカロ 熱し、焼入れ温度で保持する。その後、靭性を高めるに効果があるとする所望の金 属組織を得るように冷却速度を調整して冷却する。
この従来方法では、焼入れ温度で保持されている時の金属組織が、オーステナイト の成長で粗粒になる場合がある。その原因として、焼入れ前に被処理材工具鋼に施 された熱間加工や焼鈍等の影響により、焼入れ前の被処理材工具鋼の金属組織が 混粒になって ヽると考えられる。
焼入れ温度において粗粒になってしまうと、冷却工程で冷却速度を調整しても、「 ベイナイト +マルテンサイト」組織は混粒になり易 、だけでなく、微細にもなり難!、。
[0009] 一方、本発明では、焼入れ前に金属組織を一旦パーライト変態させる処理を必須 条件とする。本発明の具体的な一例を JIS SKD61について図 1A、図 IBのヒートパ ターンを用いて説明する。
図 1A、図 IBは、本発明の代表的なヒートパターンの一例である。図 1Aは、焼入の 前段階までの処理である、焼入れ前の工具鋼中間材を得る工程 (図 1A: (1) , (2) , (3) , (4) , (5) )に引続いて、焼入れ (図 1A: (6) , (7) , (8) )を行うヒートパターンで ある。また、図 1Bは、パーライト変態させる工程（図 1B : (5) )の後、冷却工程（図 1B : (9) )を経て、パーライト変態させた、焼入れ用の工具鋼中間材を得る場合の代表的 なヒートパターンの一例である。
何れの方法においても、マルテンサイト系工具鋼を、「A3変態点〜 A3変態点 + 15 0°C」の温度範隨こ加熱して、保持する工程（図 1A、図 IB : (3) , (4) )により、金属 組織をオーステナイト変態させる。
なお、図 1Bで得られた焼入れ用の工具鋼中間材を再度 A3変態点以上に加熱し て、保持する焼入れを行ってもよい。
本発明にお 、て A3変態点〜「A3変態点 + 150°C」の温度範囲に加熱して、その 温度に保持する工程の目的は、次工程のパーライト変態させる処理により、微細なパ 一ライトをオーステナイトの粒界および粒内に形成させるために行うものである。
この時、オーステナイト変態させる温度（図 1A、図 IB : (4) )が過度に高い場合、ォ ーステナイト結晶粒が成長してしまい、次のパーライト化する際に、オーステナイト粒 内に微細なパーライトが形成できず、未変態のままオーステナイトとして残存してしま う。結果として焼入れ温度まで昇温した時に、残存したオーステナイト粒が粗大に成 長してしまい、焼入れした後の結晶粒径が粗大、混粒になる可能性があるため、ォー ステナイト変態させる温度と、パーライト変態させる温度が重要となる。
そこで本発明では、オーステナイト変態させる温度（図 1A、図 IB : (4) )を A3変態 点〜「A3変態点 + 150°C」の温度範囲に定め、同温度まで加熱して保持することに した。この理由は、 A3変態点未満の温度では、オーステナイト組織が得られず、また 、「A3変態点 + 150°C」を超える温度域では、オーステナイト粒が粗大に成長するお それがあるためである。オーステナイト変態させる好ま 、温度は A3変態点〜「A3 変態点 + 50°C」の温度範囲である。
なお、この時、被処理材は所定の温度にて保持を行うが、好ましい保持時間は、所 定の温度に到達後 0. 5時間〜 2時間で十分である。
また、この時、被処理材が所定の温度に到達しているかどうかを確認する場合、シ ース熱電対にて、直接被処理材表面に接触させて測定するとよ ヽ。
[0011] 次に本発明では、「パーライトノーズ温度 ± 100°C」の温度域に冷却し、「パーライト ノーズ温度 ± 100°C」の温度域にてパーライト変態させる処理（図 1A、図 IB : (5) )を 行う。
この処理により、オーステナイト粒界及び粒内にパーライトが形成され、見かけの結 晶粒は微細化されることになる。この効果を得るには、「パーライトノーズ温度 ± 100 °C」の温度域に調節することが重要となる。もしも、パーライトノーズ温度より 100°Cを 超えて高い温度域であったり、パーライトノーズ温度より 100°Cを超える低い温度域 に冷却すると、見かけの金属組織の微細化効果を得ることが難しぐ未変態で残存し たオーステナイト組織がそのまま残存して、その後の焼入れ加熱保持工程にぉ 、て 、結晶粒が粗大に成長してしまうおそれがある。
し力しながら、実際の作業中にパーライト組織に十分に変態したの力を直接確認す ることは困難であるため、予め試験片にて等温変態曲線を作成し、「パーライトノーズ 温度 ± 100°C」の温度域での保持時間を決定しておくことが有効である。
なお、好ましい温度域は、パーライトノーズ温度から「パーライトノーズ温度マイナス
(-) 100°C」の温度域であり、パーライトノーズ温度よりも低温側で保持することで、 本発明の効果がより期待できる。
実際のパーライト変態させる処理後の金属組織は、例え «JIS規格 SKD61では、 オーステナイト粒界、粒内でパーライト組織の形態が異なる金属組織となる特徴があ り、 JIS SKD11では、オーステナイト粒界、粒内で均一な金属組織となる特徴があ る。
[0012] この本発明による焼き入れ前にパーライトを形成する工程を適用することにより、熱 間加工や焼鈍等の影響により、金属組織が混粒となる要因をリセットする第 1の効果 と、微細なパーライト組織に調整すると 、う第 2の効果を得ることができる。
本発明による焼入れ前処理方法に引き続いて、被処理材を A3変態点以上に加熱 して、その温度で保持し、次いで冷却を行なう焼入れを行うことで焼入れ処理された マルテンサイト系工具鋼を得ることができる。
焼入れは、図 1Aに示すような、パーライト変態させる処理（図 1A: (5) )に連続して 、 A3変態点以上に加熱 ·保持（図 1A: (6) , (7) )を行い、次いで冷却（図 1A: (8) ) を行って、焼入れ用部材に焼入れを行う工程を適用してもよいし、図 1 (b)に示すよう に、パーライト変態させる処理（図 1B : (5) )の後、冷却（図 1B : (9) )を行って、焼入 れ用の工具鋼中間材として一旦冷却した後、焼入れ用の工具鋼中間材を再度 A3変 態点以上の温度に加熱し、その温度で保持した後、焼入れを行ってもよいし、或いは 、図 2に示すように、前記 A3変態点以上の温度から多段冷却の焼入れを施してもよ い。
生産性を考慮すると、図 1Aに示す、パーライト変態させる処理に続いて、 A3変態 点以上の温度に加熱し、その温度に保持した後、冷却を行って工具鋼中間材とし、 引き続き焼入れを行うことが有利である。
但し、何れの方法を選択しても、予め微細なパーライト組織になっており、焼入れ温 度に昇温し、その温度で保持した時には、オーステナイト生成核が増加しているため 、オーステナイト結晶粒も微細且つ均一な大きさとなり、これを冷却することにより、得 られるマルテンサイト組織も微細且つ均一になる。これにより、靭性を向上させること ができる。
なお、焼入れの冷却速度は、通常の焼入れで行われる如ぐトルースタイト若しくは 粒界炭化物が析出する冷却速度より速い冷却速度で急冷すればよぐ多段冷却であ つても構わない。
また、本発明において、オーステナイト変態させる温度（図 1A、図 IB : (4) )への昇 温工程（図 1A、図 1B : (1) , (2) , (3) )において、 A1変態点〜 A3変態点までの昇 温時間を 1時間以内で昇温することが特に好ましい。
A1変態点は一部オーステナイト組織に変態開始する温度で、 A3変態点は全面が オーステナイト組織になる温度である。昇温時間が遅過ぎると結晶粒が粗大に成長し 易くなるため、 1時間以内とした。好ましくは 30分以内である。
なお、被処理材は表面から加熱され、内部は表面よりも遅く加熱される。内部及び 表面で昇温速度が異なると内部及び表面で結晶粒のばらつきが発生し易くなるため 、更に好ましくは、内部及び表面ともに 1時間以内で昇温させるのが望ましい。
そのため、オーステナイト変態させる温度（図 1A、図 IB : (4) )への昇温工程（図 1 A、図 1B : (1) , (2) , (3) )では、「A1変態点〜 A1変態点マイナス 200°C」の温度範 囲でー且温度保持する（図 1A、図 IB: (2) )のがよい。ー且保持することで、被処理 材の内部温度差を低減することができ、再び、オーステナイト変態させる温度（図 1A 、図 1B: (4) )に昇温（図 1A、図 IB: (3) )する時に、被処理材の内部温度差を小さく できる。
[0014] ところで、本発明のマルテンサイト系工具鋼とは、焼入れにより金属組織をマルテン サイト単相或いは「マルテンサイト +ベイナイト」の二相組織に調整することができる 鋼を言う。これらの鋼は、焼入れ後に光学顕微鏡観察を行うと、視野面積率で 50% を超えてマルテンサイト組織となるものである。例えば、 JIS SKD61、 SKD62、 SK T4等が含まれる。
以下、本発明のマルテンサイト系工具鋼の好ましい組成について述べる。単位は 全て質量％である。
C (炭素） : 0. 10〜2. 0%
炭素含有量を 0. 10%〜2. 0%とした理由は、炭素量が 0. 10%未満では、炭素 量が少なすぎて炭素が結晶粒内まで拡散せずに結晶粒内に炭化物が析出しなぐ 2 . 0%を超えると炭化物が過剰となり、靱性を低下させるためである。好ましくは C (炭 素） : 0. 20〜0. 60%である。
[0015] Si: 2. 0%以下
Siは工具鋼において溶解時の脱酸剤として添加される。しかし、多量に添加すると 靱性が低下する。そのため、本発明では 2. 0%以下とした。好ましくは 0. 15〜： L 20 %である。
Mn: 2. 0%以下
Mnは工具鋼において溶解時の脱酸および脱硫剤として添加される。しかし、多量 に添加すると靱性が低下する。そのため、本発明では 2. 0%以下とした。好ましくは 0 . 30〜： L 00%である。
Cr: l. 0〜15. 0% Crは工具鋼において焼入れ性を向上させ、引張り強さや靱性を改善するという目 的で添加される。しかし、多量に添加すると逆に靱性が低下する。そのため本発明で は 1. 0〜15. 0%とした。好ましくは 1. 0〜13. 0%である。
Mo : 10. 0%以下
Moは工具鋼において焼入れ性を向上させる。また、焼戻しにより微細な炭化物を 形成し、高温引張り強さを増大させるという目的で添加される。しかし、多量に添加す ると逆に靱性が低下する。そのため本発明では 10. 00%以下とした。好ましくは 0. 2 0〜5. 00%である。
[0016] 以下の Ni、 V、 W、 Coうちの少なくとも 1種を添カ卩する。
Ni:4. 00%以下（ゼロ％を除く）
Niは工具鋼において焼入れ性を向上させ、靱性を改善するという目的で添加され る。しかし、多量に添加すると変態点を下げ、高温強度が低下する。そのため本発明 では 4. 00%以下とした。好ましくは 2. 0%以下である。
V:4. 00%以下（ゼロ％を除く）
Vは工具鋼において結晶粒を細力べし靱性を向上させる。また、焼戻しにより高硬 度の炭窒化物を形成し、引張強度を増大させるという目的で添加される。しかし、多 量に添加すると逆に靱性が低下する。そのため本発明では 4. 00%以下とした。好ま しくは 0. 10〜： L 10%である。
W: 20. 00%以下（ゼロ％を除く）
Wは工具鋼において焼入れ性を向上させる。また、焼戻しにより微細な炭化物を形 成し、高温引張り強さを増大させるという目的で添加される。しかし、多量に添加する と逆に靱性が低下する。そのため本発明では 4. 00%以下とした。好ましくは 0. 10 〜1. 10%である。
Co : 10. 00%以下（ゼロ％を除く）
Coは工具鋼において赤熱硬性を増し、高温引張強度を増大させるという目的で添 加される。本発明では 10. 00%以下とした。
[0017] 以上、説明する元素以外の残部は実質的に Feである。残部が実質的に Feの範疇 には、不可避不純物も当然含まれる。また、例えば Nb、 Tiは、結晶粒を微細化する のに有効な元素であるため、靱性が劣化させない程度の 0. 20%以下の範囲で含有 させてちょい。
また、 A1は炭素の拡散を早くする元素であり、パーライト変態で炭化物の析出を促 進させる効果があるため、 0. 20%以下の範囲で含有させてもよい。
[0018] 前記本発明は、好適に、金型に適用される。
近年、金型材の寿命の向上が求められており、高寿命化の方法の一つとして結晶 粒を微細化することで高靭性化する方法があり、本発明を適用して焼入れを行うと、 金型に求められる要求特性を満足できる。
なお、金型に適用する場合は、内部の温度、表面の温度は冷却穴にシース熱電対 を直接接触させ測定するとよ ヽ。
実施例
[0019] 以下の実施例で本発明を更に詳しく説明する。
まず実験用に 15mmTX 15mmWX 50mmLの被処理材となるマルテンサイト系 の工具鋼部材を 6個準備した。材質 iS規格 SKD61とし組成を表 1に示す。
実験に先立って、準備した試料と同一組成の試験片にて、 Al、 A3変態点を測定 し、また、試験片を 900°Cに加熱し、その後、等温変態曲線を作成し、パーライトノー ズ及びパーライト変態完了までの保持時間を確認した。その結果、 A1変態点は 823 °C、 A3変態点は 857°Cであり、パーライトノーズは 750°Cで 30分、及びパーライト変 態完了の温度は 750°Cで 2時間以上保持することでパーライト変態が終了することを 確認した。
[0020] [表 1]
(重量％)
Figure imgf000012_0001
*注） 「一」印は無添加を示す。 前記組成を有する 6個の工具鋼部材を図 1 (a)に従って実験を行った。 工具鋼部材を A1変態点以下の 790°Cまで加熱し (図 1A: (1) )、 1時間後保持 (図 1A: (2) )した後、 40°CZhの加熱速度でオーステナイト変態させる温度（900°C、 10 00°C)まで加熱 '昇温した（図 1A: (3) )。 A1変態点は 823°C、 A3変態点は 857°C であるため、オーステナイト変態させる温度までの昇温する際の A1変態点〜 A3変 態点までの昇温時間は 1時間以内であった。
そして、オーステナイト変態させる温度にて 1時間保持後（図 1A: (4) )、 700°C X 5 h保持、 750°C X 5h保持、 800°C X 5h保持（図 1A: (5) )のパーライト変態させる処 理を実施し、焼入れ用の工具鋼中間材とした。
次 、で、上記の焼入れ用の工具鋼中間材を焼入れ所定温度 1030°Cまで加熱速 度 40°CZhで再加熱し (図 1A: (6))、 1時間保持後（図 1A: (7) )、冷却を行って（図 1A: (8) )焼入れし工具鋼部材を得た。その後、焼き戻しを 2回行い、硬さを 43± 1H RCに調整し、焼戻し材を得た。
[0022] これら実験で得られた焼戻し材にて 2Uシャルピー衝撃試験、金属組織観察、結晶 粒度を測定した。これらの結果を表 2に示す。
また、焼入れ 焼戻し後の金属組織写真を図 3に示す。なお、図 3は本発明例 No . 6の焼入れ 焼戻し後の金属組織写真である。
[0023] [表 2]
Figure imgf000013_0001
[0024] 表 2に示すように、本発明を適用すると、焼入れ後の金属組織の混粒ィ匕を防止する ことができ、且つ平均結晶粒度番号で 7. 5番、最大結晶粒度番号で 7番よりも細粒 になり、靱性を大幅に向上することができる。また、図 3の顕微鏡写真から、本発明の 熱処理方法では微細かつ均一な金属組織を得られることも分る。
産業上の利用可能性
[0025] 本願発明によれば、焼入れ、焼戻し後の結晶粒が微細になることから工具鋼の靱 性が要求される用途に利用可能である。金型の熱処理に用いることで、高靱性化さ れ、寿命改善の効果を期待できる。
図面の簡単な説明
[図 1A]本発明の第一の実施形態によるヒートヒートパターンを示す。
[図 1B]本発明の第二の実施形態によるヒートヒートパターンを示す。
[図 2]従来法によるヒートパターンの一例を示す。
[図 3]本発明で得た焼戻し材の金属顕微鏡写真を示す。

Claims

請求の範囲
[1] マルテンサイト系工具鋼の焼入れ前処理方法において、
(a)マルテンサイト系工具鋼を、室温から A3変態点〜「A3変態点 + 150°C」の温 度範囲にまで加熱し、その温度に保持してオーステナイト変態させる段階と、
(b)前記段階 (a)に続いて、前記マルテンサイト系工具鋼を「パーライトノーズ温度 ± 100°C」の温度範囲まで冷却し、その温度に保持して、パーライト変態させる段階 とを含む、マルテンサイト系工具鋼の焼入れ前処理方法。
[2] 前記段階 (a)にお 、て、室温から、オーステナイト変態が始まる温度である A1変態 点までの昇温時間が 1時間を超えな!/、請求項 1に記載されたマルテンサイト系工具 鋼の焼入れ前処理方法。
[3] 前記マルテンサイト系工具鋼力 質量0 /0で、 C : 0. 10〜2. 0%、 Si: 2. 0%以下、 Mn: 2. 0%以下、 Cr: l. 0〜15. 0%, Mo : 10. 0%以下、および、 Ni:4. 0%以下 、 V:4. 0%以下、 W: 20. 0%以下および Co : 10. 0%以下から成る群から選択され る少なくとも 1種の元素を含む請求項 1または請求項 2に記載されたマルテンサイト系 工具鋼の焼入れ前処理方法。
[4] マルテンサイト系工具鋼で形成された金型に適用される請求項 1から請求項 3まで のいずれか 1項に記載されたマルテンサイト系工具鋼の焼入れ前処理方法。
[5] マルテンサイト系工具鋼の焼入れ方法にぉ 、て、
(a)マルテンサイト系工具鋼を、室温から A3変態点〜「A3変態点 + 150°C」の温 度範囲にまで加熱し、その温度に保持してオーステナイト変態させる段階と、
(b)前記段階 (a)に続いて、前記マルテンサイト系工具鋼を「パーライトノーズ温度 ± 100°C」の温度範囲まで冷却し、その温度に保持して、パーライト変態させて室温 まで冷却する段階と、
(c)冷却された前記マルテンサイト系工具鋼を A3変態点以上の温度に加熱し、そ の保持に保持した後、焼入れ処理を施すマルテンサイト系工具鋼の焼入れ処理方 法。
[6] マルテンサイト系工具鋼の焼入れ方法にぉ 、て、
(a)マルテンサイト系工具鋼を、室温から A3変態点〜「A3変態点 + 150°C」の温 度範囲にまで加熱し、その温度に保持してオーステナイト変態させる段階と、
(b)前記段階 (a)に続いて、前記マルテンサイト系工具鋼を「パーライトノーズ温度 ± 100°C」の温度範囲まで冷却し、その温度に保持して、パーライト変態させる段階 と、
(c)前記段階 (b)に続いて、前記マルテンサイト系工具鋼を A3変態点以上の温度 に加熱し、その保持に保持した後、焼入れ処理を施す段階とを含むマルテンサイト系 工具鋼の焼入れ処理方法。
[7] 前記段階 (a)にお 、て、室温から、オーステナイト変態が始まる温度である A1変態 点までの昇温時間が 1時間を超えない請求項 5または請求項 6に記載されたマルテ ンサイト系工具鋼の焼入れ処理方法。
[8] 前記マルテンサイト系工具鋼力 質量0 /0で、 C : 0. 10〜2. 0%、 Si: 2. 0%以下、 Mn: 2. 0%以下、 Cr: l. 0〜15. 0%, Mo : 10. 0%以下、および、 Ni:4. 0%以下 、 V:4. 0%以下、 W: 20. 0%以下および Co : 10. 0%以下から成る群から選択され る少なくとも 1種の元素を含み、残部が実質的に Feである請求項 5から請求項 7まで のいずれか 1項に記載されたマルテンサイト系工具鋼の焼入れ処理方法。
[9] マルテンサイト系工具鋼で形成された金型に適用される請求項 5から請求項 8まで のいずれか 1項に記載されたマルテンサイト系工具鋼の焼入れ処理方法。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016132797A (ja) * 2015-01-19 2016-07-25 大同特殊鋼株式会社 金型用鋼及び金型
CN112481472A (zh) * 2020-11-27 2021-03-12 上海天竺机械刀片有限公司 一种合金工具钢刀片的热处理工艺
CN113969333A (zh) * 2021-10-22 2022-01-25 中车戚墅堰机车车辆工艺研究所有限公司 一种抑制钢制工件淬火热处理过程中组织晶粒尺度的方法
EP4230759A1 (en) * 2018-10-05 2023-08-23 Proterial, Ltd. Hot work tool steel and hot work tool

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101597681A (zh) * 2009-07-09 2009-12-09 贵州大学 一种高速重载列车用弹簧钢制品热处理工艺
WO2015182586A1 (ja) * 2014-05-28 2015-12-03 日立金属株式会社 熱間工具材料および熱間工具の製造方法
WO2018182480A1 (en) * 2017-03-29 2018-10-04 Uddeholms Ab Hot work tool steel
JP6922759B2 (ja) * 2018-01-25 2021-08-18 トヨタ自動車株式会社 鋼部材の製造方法
CN108690935B (zh) * 2018-06-11 2019-08-06 鞍钢股份有限公司 一种高品质合金工具钢板及生产方法
CN113549841B (zh) * 2021-07-16 2022-06-14 鞍钢股份有限公司 1200MPa免热处理低成本屈氏体工具钢及生产方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000204414A (ja) * 1999-01-14 2000-07-25 Japan Steel Works Ltd:The 中炭素鋼の製造方法
JP2001294935A (ja) * 2000-04-06 2001-10-26 Sanyo Special Steel Co Ltd 靱性に優れた工具鋼の製造方法

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1004284B (zh) * 1987-04-01 1989-05-24 冶金工业部钢铁研究总院 高速工具钢形变退火新工艺
JP3556139B2 (ja) * 1999-11-18 2004-08-18 株式会社神戸製鋼所 耐摩耗鋳鋼及びその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000204414A (ja) * 1999-01-14 2000-07-25 Japan Steel Works Ltd:The 中炭素鋼の製造方法
JP2001294935A (ja) * 2000-04-06 2001-10-26 Sanyo Special Steel Co Ltd 靱性に優れた工具鋼の製造方法

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016132797A (ja) * 2015-01-19 2016-07-25 大同特殊鋼株式会社 金型用鋼及び金型
EP4230759A1 (en) * 2018-10-05 2023-08-23 Proterial, Ltd. Hot work tool steel and hot work tool
CN112481472A (zh) * 2020-11-27 2021-03-12 上海天竺机械刀片有限公司 一种合金工具钢刀片的热处理工艺
CN113969333A (zh) * 2021-10-22 2022-01-25 中车戚墅堰机车车辆工艺研究所有限公司 一种抑制钢制工件淬火热处理过程中组织晶粒尺度的方法
CN113969333B (zh) * 2021-10-22 2022-12-23 中车戚墅堰机车车辆工艺研究所有限公司 一种抑制钢制工件淬火热处理过程中组织晶粒尺度的方法

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