WO2016208571A1 - 高速度工具鋼鋼材の製造方法、高速度工具鋼製品の製造方法および高速度工具鋼製品 - Google Patents

高速度工具鋼鋼材の製造方法、高速度工具鋼製品の製造方法および高速度工具鋼製品 Download PDF

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志保 福元
大志郎 福丸
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日立金属株式会社
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    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to a manufacturing method of a high-speed tool steel material used for a high-speed tool steel product such as a cutting tool, a cutting tool, and a mold, a manufacturing method of the high-speed tool steel product, and a high-speed tool steel product. .
  • high-speed tool steel has excellent wear resistance, so cutting tools such as end mills, drills, taps, and milling cutters, and cutting tools such as band saws, are made of high-speed tool steel. Yes.
  • Some molds for plastic working such as pressing and forging use high-speed tool steel as their material (see Patent Documents 1 to 3).
  • High-speed tool steel is usually a steel ingot obtained by casting molten steel adjusted to a predetermined component composition (casting process) as a starting material, subjected to various hot working and heat treatments, Finished to steel with dimensions.
  • the steel ingot is first hot worked, and is processed into an intermediate material having a shape such as a slab, bloom, billet, or sheet bar (splitting step). And this intermediate material is further hot-processed and finished into a steel material having a shape corresponding to the product shape (finishing step).
  • the shape of the steel material is, for example, an end mill, a drill, a tap, etc., if the product manufactured from this is a rod shape with a cross-section diameter or side of about 5 to 50 mm. These are linear with a diameter and one side of about 1-5 mm.
  • high-speed tool steel is usually supplied to manufacturers of products such as cutting tools in an annealed state with low hardness.
  • the high-speed tool steel supplied to the manufacturer is machined into a product shape and then adjusted to a predetermined working hardness by quenching and tempering. Further, it is common to perform finishing machining after the hardness is adjusted to the working hardness.
  • the linear high-speed tool steel is welded to the body and then machined (bladed) and quenched and tempered.
  • An object of the present invention is to provide a method for producing a high-speed tool steel product that can increase carbides in the structure of the high-speed tool steel product, a method for producing a high-speed tool steel product, and a high-speed tool steel product. is there.
  • the present invention by mass, C: 0.50 to 2.20%, Si: 0.10 to 1.00%, Mn: 0.10 to 1.00%, P: 0.025% or less, S : 0.0040% or less, Cr: 3.00 to 7.00%, one or two of W and Mo according to the relational expression of (W + 2Mo): 5.00 to 30.00%, V: 0.00.
  • a method for producing a high-speed tool steel having a component composition of 60 to 5.00%, remaining Fe and impurities A casting process in which molten steel is cast to obtain a steel ingot; After the steel ingot obtained in this casting process is heated to a temperature exceeding 1120 ° C, it is hot-worked to obtain an intermediate material; After heating the intermediate material obtained in this smashing process to a temperature of 900 to 1120 ° C., it is hot-worked to obtain a high-speed tool steel material having the above-mentioned composition, Is a method for producing a high-speed tool steel.
  • said high-speed tool steel material is 1 type (s) or 2 or more types in Co: 10.00% or less, Al: 0.30% or less, Ca: 0.0150% or less further by the mass%. It is a manufacturing method of the high-speed tool steel material which has a component composition to contain. Furthermore, the present invention is a method for producing a high-speed tool steel material comprising an annealing step for annealing the high-speed tool steel material having the above-described component composition obtained in the finishing step.
  • this invention is a manufacturing method of the high-speed tool steel product which quenches and tempers the high-speed tool steel manufactured by the manufacturing method of said high-speed tool steel.
  • C 0.50 to 2.20%
  • Si 0.10 to 1.00%
  • Mn 0.10 to 1.00%
  • P 0.025% or less
  • S 0.0040% or less
  • Cr 3.00 to 7.00%
  • V High-speed tool steel product having a component composition of 0.60 to 5.00%, balance Fe and impurities
  • the area ratio of MC carbide having a maximum length of 0.40 ⁇ m or more in the cross-sectional structure is 3.8%
  • This is a high-speed tool steel product in which the area ratio of M 6 C carbide having a maximum length of 0.40 ⁇ m or more is 6.8% or more.
  • said high-speed tool steel product is further 1 mass%, Co: 10.00% or
  • carbides in the structure of the high-speed tool steel product can be increased.
  • the manufacturing method of the high-speed tool steel of the present invention is mass% (hereinafter, simply referred to as “%”), C: 0.50 to 2.20%, Si: 0.10 to 1. 00%, Mn: 0.10 to 1.00%, P: 0.025% or less, S: 0.0040% or less, Cr: 3.00 to 7.00%, W according to the relational expression of (W + 2Mo) and One or two of Mo: 5.00 to 30.00%, V: 0.60 to 5.00%, a method for producing a high-speed tool steel material having a component composition of Fe and impurities.
  • the high-speed tool steel material further includes a component composition containing one or more of Co: 10.00% or less, Al: 0.30% or less, and Ca: 0.0150% or less. It is a manufacturing method of the high-speed tool steel material which has.
  • the component composition of the high-speed tool steel materials (including products) according to the present invention includes that of conventional high-speed tool steel materials.
  • This component composition includes general-purpose steel grades such as SKH51, which are standardized in “High-speed tool steel” in JIS-G-4403. Hereinafter, the component composition will be described.
  • C 0.50-2.20%
  • C is an element that combines with Cr, W, Mo, and V to form carbides and improves the wear resistance of the product. However, when too much, toughness falls. Therefore, it is set to 0.50 to 2.20% in balance with Cr, W, Mo, and V amounts described later.
  • it is 1.00% or more. More preferably, it is 1.10% or more. Further, it is preferably 1.50% or less. More preferably, it is 1.30% or less. More preferably, it is 1.25% or less.
  • Si 0.10 to 1.00%
  • Si is usually used as a deoxidizer in the dissolution process. And there exists an effect which improves the machinability of material. However, when it is too much, the toughness of the product decreases. Therefore, Si is made 0.10 to 1.00%. Preferably it is 0.25% or more. More preferably, it is 0.40% or more. Further, it is preferably 0.80% or less. More preferably, it is 0.60% or less.
  • Mn 0.10 to 1.00%
  • Mn is used as a deoxidizer in the same manner as Si.
  • Mn is set to 0.10 to 1.00%.
  • it is 0.15% or more. More preferably, it is 0.20% or more.
  • it is 0.75% or less. More preferably, it is 0.50% or less. More preferably, it is 0.45% or less.
  • P 0.025% or less
  • P is an element that can be inevitably contained in various high-speed tool steels even if not added. And it is an element which segregates in the prior austenite grain boundary at the time of heat treatment such as tempering and embrittles the grain boundary. Therefore, in order to maintain the toughness of the product, it is restricted to 0.025% or less including the case where it is added.
  • S 0.0040% or less
  • S is an element that can be inevitably contained in various high-speed tool steels even if not added. And if it is too much, it is an element that deteriorates the hot workability at the time of the steel ingot or intermediate material before hot working and causes cracking in the steel ingot or material during hot working. Further, when the steel material contains Ca, which will be described later, it is combined with Ca and becomes a factor that hinders the effect of improving hot workability exhibited by Ca alone. Therefore, S is an element to be reduced and is regulated to 0.0040% or less. Preferably it is 0.0020% or less, More preferably, it is 0.0010% or less.
  • Cr is an element effective in improving hardenability and forming carbides to improve the wear resistance of the product. It is an element that imparts oxidation resistance. However, if the amount is too large, the toughness and high-temperature strength are reduced. Therefore, Cr is set to 3.00 to 7.00%. Preferably it is 3.50% or more. More preferably, it is 4.00% or more. Moreover, Preferably it is 5.50% or less. More preferably, it is 5.00% or less.
  • W and Mo are elements that combine with C to form carbides and give the product wear resistance and seizure resistance. Further, it is an element that has a large secondary curing action during tempering and can impart high-temperature strength.
  • W and Mo can be contained alone or in combination.
  • the content at this time can be defined together by the W equivalent defined by the relational expression of (W + 2Mo) because Mo has an atomic weight about half that of W.
  • it is set as 5.00% or more by the value by the relational expression of (W + 2Mo). Preferably it is 10.00% or more.
  • it is 15.00% or more. More preferably, it is 17.00% or more.
  • it is 30.00% or less as a value according to the relational expression (W + 2Mo).
  • W + 2Mo the relational expression
  • it is 25.00% or less. More preferably, it is 22.00% or less. More preferably, it is 20.00% or less.
  • V is an element that combines with C to form a hard carbide and contributes to the improvement of the wear resistance of the product. However, when it is too much, the toughness of the product decreases. Therefore, V is set to 0.60 to 5.00%. Preferably it is 1.00% or more. More preferably, it is 1.50% or more. More preferably, it is 2.00% or more. Particularly preferably, it is 2.50% or more. Further, it is preferably 4.00% or less. More preferably, it is 3.50% or less. More preferably, it is 3.00% or less.
  • Co, Al, and Ca are elements that may remain in the steel. And Co, Al, and Ca may be contained as necessary in terms of the following effects.
  • Co may contain, for example, less than 0.10% even when it is not added. And when it contains Co, it is preferably 0.10% or more.
  • Al has an effect of making the cast structure uniform and fine and improving the hot workability of the steel ingot. However, if it is too much, a lot of alumina inclusions are formed in the structure and the toughness of the product is lowered. Therefore, 0.30% or less of Al can be contained. Preferably it is 0.25% or less. More preferably, it is 0.20% or less. In addition, when it contains Al, Preferably it is 0.02% or more. More preferably, it is 0.06% or more. More preferably, it is 0.08% or more. Particularly preferably, it is 0.10% or more.
  • Ca 0.0150% or less
  • Ca has an effect of increasing the absolute amount of MC carbide described later, and is an element effective in improving the wear resistance of the product. And like above-mentioned Al, it also has the effect which makes a cast structure uniform fine and improves the hot workability of a steel ingot.
  • 0.0150% or less of Ca can be contained.
  • it is 0.0130% or less. More preferably, it is 0.0120% or less. More preferably, it is 0.0100% or less.
  • when Ca is contained it is preferably 0.0050% or more. More preferably, it is 0.0060% or more. More preferably, it is 0.0070% or more.
  • N nitrogen
  • O (oxygen) and N (nitrogen) are elements that may remain in the steel as impurities. These elements are preferably as low as possible.
  • N is preferably restricted to 0.0100% or less. More preferably, it is controlled to 0.0060% or less, further preferably 0.0050% or less, and particularly preferably 0.0020% or less.
  • O is an element unavoidably present in steel. When there is too much O, many oxide inclusions are formed in the structure, and the quality of the product is lowered. Therefore, it is preferably regulated to 0.0040% or less. More preferably, it is 0.0030% or less, More preferably, it is 0.0020% or less.
  • the manufacturing method of the high-speed tool steel material of this invention includes the casting process which casts molten steel and obtains a steel ingot.
  • the high-speed tool steel is usually produced using a steel ingot obtained by casting molten steel adjusted to a predetermined component composition as a starting material.
  • the method of obtaining the steel ingot is a continuous casting method, a vacuum arc remelting method performed once on a steel ingot after casting, or an electroslag. Any method such as a re-dissolution method may be used.
  • the term “ingot” refers to, for example, a material obtained by casting and solidifying molten steel in a steel ingot mold (ingot case) in JIS-G-0203 “Steel Terms (Products and Quality)”, or Continuously cast steel slab, usually processed into a semi-finished product or product in a later process by hot working or forging (including steel ingot remelted by vacuum arc or electrogas slag method). Is defined.
  • the steel ingot may be subjected to soaking treatment (soaking treatment) that is maintained at a constant temperature and time, if necessary.
  • the manufacturing method of the high-speed tool steel material of this invention heats the steel ingot obtained by the casting process of (2) mentioned above to the temperature exceeding 1120 degreeC, Then, it hot-processes and obtains an intermediate material Includes a lump process.
  • the component composition of the high-speed tool steel according to the present invention includes that of a general-purpose steel type such as SKH51.
  • the feature of the present invention is that, in the manufacturing process of the high-speed tool steel material including such a general-purpose component composition, it is possible to adjust the conditions of the hot working process without specially changing the component composition.
  • the carbide in the structure of the high-speed tool steel product can be increased, and the wear resistance of the high-speed tool steel product can be improved.
  • MC carbide containing a large amount of vanadium and “M 6 C carbide” containing a lot of tungsten and molybdenum are hard and excellent in the effect of improving wear resistance. Therefore, increasing MC carbide and M 6 C carbide, particularly in the structure of the high-speed tool steel product, is effective in improving the wear resistance of the high-speed tool steel product. And in conventional high-speed tool steel products, there is room to increase the amount of carbides in the structure of the product by reviewing the conditions of the above hot working process without specially changing its component composition The present inventors have found out.
  • the manufacturing method of the high-speed tool steel material is obtained by the “bundling process” in which the steel ingot obtained in the casting step (2) described above is subjected to the bundling process in the hot working process.
  • the intermediate material is subjected to a “finishing process” in which the intermediate material is finished into a steel shape.
  • the above-mentioned “intermediate material” can be interpreted as, for example, the state of “semi-finished product” defined in JIS-G-0203 “Steel term (product and quality)”.
  • “steel slab” means “a semi-finished product obtained by rolling or forging a steel ingot or by continuous casting and having a constant cross-sectional shape in the length direction.
  • the hot working temperature was conventionally managed by the series of hot working temperature of the same temperature range from said lump process to a finishing process.
  • the hot processing temperature was set high so that the hot processing temperature of patent document 1 is 1160 degreeC and the hot processing temperature of patent document 3 is 1150 degreeC, for example.
  • the above-mentioned “bundling process” and “finishing process” in the hot working process are separately managed at the processing temperature. It is.
  • the processing temperature of the lump process will be described.
  • the lump process plays a role of crushing the eutectic coarse MC carbide in the cast structure of the steel ingot. Then, to decompose the eutectic type M 2 C carbides in the cast structure in the steel ingot, responsible for adjusting the M 6 C carbides.
  • the eutectic MC carbide crushing and the M 2 C carbide decomposition are sufficiently advanced in the above-mentioned lump process. It is effective to make the temperature higher.
  • the processing temperature namely, temperature of a steel ingot
  • the steel ingot before a segmentation process is heated to the temperature exceeding 1120 degreeC. .
  • it is 1130 degreeC or more.
  • the heating temperature of the steel ingot it is efficient to set it to 1160 ° C. or lower.
  • the processing temperature in the bundling process is also preferable because the plastic workability of the steel ingot can be maintained high.
  • the steel ingot has a larger cross-sectional area than an intermediate material (steel piece) described later. Therefore, the steel ingot at the time of performing the lump processing is required to have better plastic workability than the intermediate material when the finishing process described later is performed. If the processing temperature in the splitting process is too low, there is a concern that the steel ingot during the splitting process breaks.
  • the temperature of the steel ingot during the chunk processing gradually decreases from the start of the chunk processing.
  • the temperature of a steel ingot (namely, intermediate material) may be 1120 degrees C or less. Even in this case, the effect of the lump process of the present invention is exhibited when the start temperature of lump processing exceeds 1120 ° C.
  • the temperature of a lump process it is preferable to maintain the completion
  • the plastic workability of the steel ingot can be maintained, and it becomes easy to make the steel ingot an intermediate material having a predetermined dimension. Moreover, it becomes easy to give a big processing ratio to a steel ingot.
  • the temperature of the steel ingot is lowered to near 900 ° C. (or 1120 ° C.).
  • the ingot processing can be interrupted, and the ingot can be reheated by, for example, putting the ingot into a heating furnace. Then, the ingot processing can be repeated until the steel ingot after reheating becomes an intermediate material having a predetermined size (until a predetermined processing ratio can be given to the ingot).
  • the intermediate material obtained in the above-described step (3) is heated to a temperature of 900 to 1120 ° C. and then hot-worked.
  • a finishing process for obtaining a high-speed tool steel material having a component composition is included.
  • the finishing process is a process in which the intermediate material obtained in the lump process is hot processed to finish the intermediate material into a steel material. By this finishing process, the intermediate material is finished into a high-speed tool steel material having a predetermined size and a shape corresponding to the product shape.
  • “steel product” means, for example, JIS-G-0203 “steel term (product and quality)” that is processed into a required shape by various methods such as rolling, forging, drawing, and casting. Is a general term for steel and does not include steel ingots and billets.
  • the shape of the high-speed tool steel material related to the present invention is, for example, a bar shape with a cross-sectional diameter and a side of about 5 to 50 mm if the product manufactured from this is an end mill, a drill, a tap, or the like. In the case of a blade or the like, for example, the cross section has a diameter of about 1 to 5 mm or one side.
  • the finishing step is a step of spheroidizing the MC carbide and M 6 C carbide imparted in the structure in the lump step. Then, in the present invention, an important step contributing to increasing the MC carbides and M 6 C carbides.
  • the processing temperature of the finishing process performed on the intermediate material obtained in the step (3) (that is, the temperature of the intermediate material) is the same “temperature exceeding 1120 ° C.” as in the step.
  • the MC carbide and M 6 C carbide in the structure of the intermediate material are dissolved in the base austenite structure, and the MC carbide and M 6 C carbide are dissolved.
  • the amount of decreases.
  • the amount of MC carbide and M 6 C carbide in the structure is different and the amount is reduced, so that the wear resistance of the product is reduced. Decreases.
  • the heating temperature of the intermediate raw material before finishing is limited to 1120 degrees C or less.
  • it is 1115 degrees C or less. More preferably, it is 1110 degrees C or less.
  • the temperature of the intermediate material during the finishing is usually gradually decreased from the start of the finishing. If the temperature of the intermediate material becomes too low during the finishing process, the plastic workability of the intermediate material is lowered, and it becomes difficult to make the intermediate material a steel material having a predetermined dimension. Therefore, the heating temperature of the intermediate material before finishing is set to 900 ° C. or higher.
  • the finishing temperature is preferably maintained between 1120 ° C. and 900 ° C. from the start to the end of the processing. Alternatively, the finishing temperature is preferably maintained at 900 to 1050 ° C. as the finishing temperature.
  • the plastic workability of the intermediate material can be maintained, and the intermediate material can be easily made into a steel material having a predetermined size.
  • the finishing process is interrupted and the intermediate material is heated in the heating furnace.
  • the intermediate material can be reheated, for example, in Then, the finishing process can be repeated until the intermediate material after reheating is finished into a steel material having a predetermined size.
  • the manufacturing method of the high speed tool steel material of this invention includes the "annealing process” which anneals the steel material obtained at the "finishing process” of (4). Annealing itself to the steel material obtained in the above finishing process is a normal process. By this annealing step, it is possible to impart machinability when machining into a product shape. Moreover, the residual stress can be removed from the steel material after hot working.
  • the annealing temperature is about 870 ° C. at the highest, but if the annealing temperature is too high, solid solution of MC carbide and M 6 C carbide in the steel structure tends to proceed. Therefore, the annealing temperature is preferably 900 ° C. or lower. Moreover, it is preferable that an annealing temperature shall be 860 degreeC or more.
  • the method for producing a high-speed tool steel product according to the present invention involves quenching and tempering the high-speed tool steel produced by the method for producing a high-speed tool steel according to the present invention including the above-described steps. It is.
  • the high-speed tool steel produced by the method for producing a high-speed tool steel according to the present invention is adjusted to a predetermined hardness by quenching and tempering, and is adjusted to a high-speed tool steel product.
  • the high-speed tool steel material is adjusted to the shape of the high-speed tool steel product by various machining processes such as cutting and drilling. This machining is preferably performed in a state of low hardness (annealed state) before quenching and tempering. In this case, finishing machining may be performed after quenching and tempering.
  • the quenching and tempering temperatures vary depending on the composition of the high-speed tool steel, the target hardness, etc., but the quenching temperature is approximately 1170-1220 ° C., and the tempering temperature is approximately 550-590 ° C. preferable.
  • the quenching temperature is about 1180 to 1210 ° C.
  • the tempering temperature is about 550 to 580 ° C.
  • the quenching and tempering hardness is preferably 69 HRC or less. Moreover, it is preferable to set it as 64 HRC or more.
  • MC carbide and M 6 C carbide those having a maximum length of 0.40 ⁇ m or more in the cross-sectional structure of the high-speed tool steel product have a large effect of improving wear resistance.
  • the area ratio of MC carbide having a maximum length of 0.40 ⁇ m or more in the cross-sectional structure is at most about 3.0% and the maximum length is 0.40 ⁇ m.
  • the area ratio of the above M 6 C carbide was about 6.0% at most.
  • the area ratio of MC carbide having a maximum length of 0.40 ⁇ m or more in the cross-sectional structure of the high-speed tool steel product is 3.8% or more.
  • the amount can be increased.
  • the amount can be increased to 4.0% or more.
  • 9.0% or less is realistic.
  • the area ratio of M 6 C carbide having a maximum length of 0.40 ⁇ m or more in the cross-sectional structure of the high-speed tool steel product is 6.8% or more.
  • the amount can be increased to 7.0% or more. At this time, it is not particularly necessary to set the upper limit of the area ratio of the M 6 C carbide. However, 12.0% or less is realistic.
  • the procedure for measuring the area ratio of MC carbide and M 6 C carbide having a maximum length of 0.40 ⁇ m or more in the cross-sectional structure of the high-speed tool steel product will be described.
  • a sample for observing the cross section is taken from the high-speed tool steel product.
  • the cross-section to be observed can be the work site of the product (in the case of a cutting tool or cutting tool, it is a cutting edge part, and in the case of a die, it is a mold engraving surface).
  • the cross section to be observed is polished to a mirror surface, and the cross-sectional structure after the polishing is observed with a scanning electron microscope having a magnification of 2000 times.
  • the observed cross-sectional structure is taken in as a reflected electron beam (BSE; Back Scattered Electron) image having 1260 ⁇ 960 pixels (area 63 ⁇ m ⁇ 48 ⁇ m) per one visual field, and this image is prepared for 10 visual fields.
  • the BSE image can display differences in the composition of C, W, Mo, V, Fe, and the like contained in the cross-sectional structure, and can clearly distinguish MC carbide and M 6 C carbide with the contrast.
  • FIG. 1 is an example of a BSE image of a cross-sectional structure of a high-speed tool steel product A1 evaluated in Examples described later. In FIG. 1, the granular dispersion identified in the matrix is carbide.
  • MC carbide (reference numeral 1)” is shown in dark color, and “M 6 C carbide (reference numeral 2)” is shown in light color. is there. Then, from these BSE images, MC carbide and M 6 C carbide having a maximum length of 0.40 ⁇ m or more are extracted using image analysis software, and the area of these carbides occupying the total cross-sectional structure for 10 fields of view. Each rate can be determined.
  • a molten steel adjusted to a predetermined component composition was prepared, and this molten steel was cast to produce a steel ingot of high-speed tool steel.
  • Table 1 shows the composition of the steel ingot.
  • the ingot processing was performed on the steel ingot. That is, the steel ingot was heated to 1130 ° C. and hot-worked to obtain an intermediate material (steel piece) having a cross-sectional dimension of 135 mm ⁇ 135 mm.
  • the processing temperature was the surface temperature of the steel ingot.
  • the steel ingot was not reheated during the hot working.
  • the end temperature of the hot working was 1049 ° C.
  • the finishing process was performed on the intermediate material obtained by the above-described block processing. That is, the intermediate material was heated to the respective temperatures shown in Table 2 and hot-worked to finish rod-like high-speed tool steel materials A1 to A6 and B1 to B4 having a cross-sectional dimension of 11 mm in diameter.
  • the processing temperature was the surface temperature of the intermediate material.
  • the intermediate material was not reheated during the hot working for finishing.
  • the finishing hot finishing temperature was in the range of 1000 to 1040 ° C.
  • the annealed high-speed tool steel material was heated to 1190 ° C. and held for 30 minutes for quenching. Then, the high-speed tool steel products after quenching were repeatedly tempered by holding at 560 ° C. for 1 hour twice (target hardness 65.5 HRC) to produce high-speed tool steel products A1 to A6 and B1 to B4. Then, the area ratios of MC carbide and M 6 C carbide having a maximum length of 0.40 ⁇ m or more in the cross-sectional structure of the high-speed tool steel product were measured according to the above measurement procedure. At this time, the observed cross section was a vertical cross section including the rod-shaped center line.
  • the high-speed tool steel products A1 to A6 according to the present invention have MC carbide in the finishing process after the ingot processing in addition to the ingot being heated to a temperature exceeding 1120 ° C. And M 6 C carbide is hot-worked at a temperature at which it is difficult to dissolve in the matrix.
  • the area ratio of MC carbide having a maximum length of 0.40 ⁇ m or more in the cross-sectional structure was 3.8% or more, and the area ratio of M 6 C carbide was 6.8% or more.
  • the steel ingot is heated to a temperature exceeding 1120 ° C.
  • MC carbide and M 6 C are subjected to the finishing process thereafter. This is hot-worked at a temperature at which the carbide is easily dissolved in the matrix.
  • the area ratio of MC carbide and M 6 C carbide having a maximum length of 0.40 ⁇ m or more in the cross-sectional structure was smaller than that of the high-speed tool steel products A1 to A6.
  • FIG. 2 shows the results of Table 2, MC carbide having a maximum length of 0.40 ⁇ m or more in the cross-sectional structure of the high-speed tool steel product and the heating temperature of the intermediate material during finishing (that is, the processing start temperature). and it shows the relationship between the M 6 C carbide area ratio. From FIG. 2, it can be seen that MC carbide and M 6 C carbide in the cross-sectional structure can be increased by lowering the processing temperature during finishing.
  • a molten steel adjusted to a predetermined component composition was prepared, and this molten steel was cast to produce steel ingots 1 and 2 of high-speed tool steel.
  • Table 3 shows the composition of the steel ingots 1 and 2.
  • the steel ingots 1 and 2 were heated to 1140 ° C. and subjected to a lump processing. And the intermediate material (steel piece) whose cross-sectional dimension is 80 mm x 80 mm was obtained. At this time, reheating of the steel ingot was not performed during the ingot processing. And the finishing temperature (the surface temperature of a steel ingot) of a lump processing was 1080 degreeC. In the above-described ingot machining, the heating temperature of the steel ingots 1 and 2 (that is, the starting temperature of the ingot machining) was also lowered to 1080 ° C. As a result, the tip of the steel ingot during the ingot processing was broken and the ingot processing could not proceed. Since the intermediate material having a sound final shape could not be obtained, the subsequent experiment was stopped at this point.
  • the intermediate material obtained by the lump processing with the heating temperature of the steel ingot being 1140 ° C. was heated to the temperature shown in Table 4 and subjected to finish processing by forging.
  • the high-speed tool steel materials 1 and 2 which consist of a rectangular bar with a cross-sectional shape of 20 mm x 20 mm corresponding to the numerical order of the steel ingots 1 and 2 were produced.
  • the finishing temperature surface temperature of the intermediate material was 1010 ° C.
  • the high-speed tool steel materials 1 and 2 after this annealing were heated to 1190 degreeC, hold
  • the area ratios of MC carbide and M 6 C carbide having a maximum length of 0.40 ⁇ m or more in the cross-sectional structures of the high-speed tool steel products 1 and 2 were measured according to the above measurement procedure.
  • the observed cross section was a vertical cross section including the rod-shaped center line.
  • the observed cross section was set as the position where “side length / 8” entered from the surface side of the high-speed tool steel product (steel material) toward the center line of the vertical cross section.
  • the results are shown in Table 4.
  • the Ogoshi type abrasion test was implemented to the high-speed tool steel products 1 and 2 by making the position of "side length / 8" extracted by the above-mentioned procedure into the test surface.
  • the mating material was a normalizing material of SCM415 (hardness 183HBW), the load was 64.7 N (6.6 kgf), the friction distance was 400 m, and the test speed was 0.97 m / s.
  • the test by this condition was implemented 3 times with each high-speed tool steel product, the specific wear amount was measured, and the average value of the specific wear amount was calculated
  • the area ratio of MC carbide having a maximum length of 0.40 ⁇ m or more in the cross-sectional structure is 3.8% or more, and the area ratio of M 6 C carbide is 6.8. % Or more.
  • M 6 C carbides The area ratio increased to 9.0% or more.
  • the high-speed tool steel product 2 of the comparative example had a high heating temperature of the steel ingot at the time of the ingot processing, but also had a high heating temperature of the intermediate material in the subsequent finishing processing.

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Abstract

高速度工具鋼製品の組織中の炭化物を増やすことができる高速度工具鋼鋼材の製造方法と、高速度工具鋼製品の製造方法および高速度工具鋼製品を提供する。　溶鋼を鋳造して、鋼塊を得る鋳造工程と、この鋳造工程で得た鋼塊を１１２０℃を超える温度に加熱した後、熱間加工して、中間素材を得る分塊工程と、この分塊工程で得た中間素材を９００～１１２０℃の温度に加熱した後、熱間加工して、高速度工具鋼鋼材を得る仕上工程と、を具備する高速度工具鋼鋼材の製造方法である。また、さらに、この仕上工程で得た高速度工具鋼鋼材に焼鈍を行う焼鈍工程を具備する高速度工具鋼鋼材の製造方法である。　そして、上記の製造方法で得た高速度工具鋼鋼材に焼入れおよび焼戻しを行う高速度工具鋼製品の製造方法と、高速度工具鋼製品である。

Description

高速度工具鋼鋼材の製造方法、高速度工具鋼製品の製造方法および高速度工具鋼製品
　本発明は、切削工具、切断工具、金型等の高速度工具鋼製品に用いられる高速度工具鋼鋼材の製造方法と、高速度工具鋼製品の製造方法および高速度工具鋼製品に関するものである。
　従来、高速度工具鋼は優れた耐摩耗性を有してることから、エンドミル、ドリル、タップ、ミーリングカッターといった切削工具や、帯鋸といった切断工具は、その材料に高速度工具鋼鋼材が用いられている。また、プレスや鍛造等の塑性加工用の金型にも、その材料に高速度工具鋼鋼材が用いられているものがある（特許文献１～３参照）。
　高速度工具鋼鋼材は、通常、所定の成分組成に調整された溶鋼を鋳造して得た鋼塊を出発材料として（鋳造工程）、これに様々な熱間加工や熱処理を行って、所定の寸法の鋼材に仕上げられる。このとき、上記の熱間加工の工程において、鋼塊は、まず、熱間加工されて、スラブ、ブルーム、ビレット、シートバー等の形状の中間素材に分塊加工される（分塊工程）。そして、この中間素材が、さらに、熱間加工されて、製品形状に応じた形状の鋼材に仕上げられる（仕上工程）。鋼材の形状は、これより製造される製品がエンドミル、ドリル、タップ等であるなら、例えば、断面の直径や一辺が５～５０ｍｍ程度の棒状であるし、帯鋸刃等であるなら、例えば、断面の直径や一辺が１～５ｍｍ程度の線状である。
　そして、高速度工具鋼鋼材は、通常、硬さの低い焼鈍状態で、切削工具等の製品の作製メーカーに供給される。作製メーカーに供給された高速度工具鋼鋼材は、製品の形状に機械加工された後に、焼入れ焼戻しによって所定の使用硬さに調整される。また、使用硬さに調整された後に、仕上げの機械加工を行うことが一般的である。帯鋸の場合、線状の高速度工具鋼鋼材は、胴材と溶接されてから、機械加工（刃付け加工）および焼入れ焼戻しが行われる。
特開２０１３－２１３２７７号公開 特開平１１－００６０４２号公報 特開平４－１１１９６２号公報
　高速度工具鋼製品の優れた耐摩耗性は、その組織中に形成されている炭化物の存在が大きく寄与している。この点において、特許文献１～３による高速度工具鋼製品も、優れた耐摩耗性を有している。そして、この組織中の炭化物の形成量を増やすことで、高速度工具鋼製品の耐摩耗性をさらに向上させることができる。
　本発明の目的は、高速度工具鋼製品の組織中の炭化物を増やすことができる高速度工具鋼鋼材の製造方法と、高速度工具鋼製品の製造方法および高速度工具鋼製品を提供することである。
　本発明は、質量％で、Ｃ：０．５０～２．２０％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．１０～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００４０％以下、Ｃｒ：３．００～７．００％、（Ｗ＋２Ｍｏ）の関係式によるＷおよびＭｏのうちの１種または２種：５．００～３０．００％、Ｖ：０．６０～５．００％、残部Ｆｅおよび不純物の成分組成を有する高速度工具鋼鋼材の製造方法であって、
溶鋼を鋳造して、鋼塊を得る鋳造工程と、
この鋳造工程で得た鋼塊を１１２０℃を超える温度に加熱した後、熱間加工して、中間素材を得る分塊工程と、
この分塊工程で得た中間素材を９００～１１２０℃の温度に加熱した後、熱間加工して、上述の成分組成を有する高速度工具鋼鋼材を得る仕上工程と、
を具備する高速度工具鋼鋼材の製造方法である。
　そして、上記の高速度工具鋼鋼材が、さらに、質量％で、Ｃｏ：１０．００％以下、Ａｌ：０．３０％以下、Ｃａ：０．０１５０％以下のうちの１種または２種以上を含む成分組成を有する高速度工具鋼鋼材の製造方法である。
　また、さらに、上記の仕上工程で得た上述の成分組成の高速度工具鋼鋼材に焼鈍を行う焼鈍工程を具備する高速度工具鋼鋼材の製造方法である。
　また、本発明は、上記の高速度工具鋼鋼材の製造方法によって製造された高速度工具鋼鋼材に、焼入れおよび焼戻しを行う高速度工具鋼製品の製造方法である。そして、本発明は、質量％で、Ｃ：０．５０～２．２０％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．１０～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００４０％以下、Ｃｒ：３．００～７．００％、（Ｗ＋２Ｍｏ）の関係式によるＷおよびＭｏのうちの１種または２種：５．００～３０．００％、Ｖ：０．６０～５．００％、残部Ｆｅおよび不純物の成分組成を有する高速度工具鋼製品であって、断面組織に占める、最大長が０．４０μｍ以上のＭＣ炭化物の面積率が３．８％以上であり、最大長が０．４０μｍ以上のＭ６Ｃ炭化物の面積率が６．８％以上の高速度工具鋼製品である。
　そして、上記の高速度工具鋼製品が、さらに、質量％で、Ｃｏ：１０．００％以下、Ａｌ：０．３０％以下、Ｃａ：０．０１５０％以下のうちの１種または２種以上を含む成分組成を有する高速度工具鋼製品である。
　本発明によれば、高速度工具鋼製品の組織中の炭化物を増やすことができる。
本発明の高速度工具鋼製品の一例について、その断面組織の反射電子線（ＢＳＥ；Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ）画像を示す図である。 中間素材を仕上加工する時の中間素材の加熱温度と、製品の断面組織中にあるＭＣ炭化物およびＭ６Ｃ炭化物の面積率との関係を示す図である。
（１）本発明の高速度工具鋼鋼材の製造方法は、質量％（以下、単に「％」と記す。）で、Ｃ：０．５０～２．２０％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．１０～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００４０％以下、Ｃｒ：３．００～７．００％、（Ｗ＋２Ｍｏ）の関係式によるＷおよびＭｏのうちの１種または２種：５．００～３０．００％、Ｖ：０．６０～５．００％、残部Ｆｅおよび不純物の成分組成を有する高速度工具鋼鋼材の製造方法である。また、上記の高速度工具鋼鋼材が、さらに、Ｃｏ：１０．００％以下、Ａｌ：０．３０％以下、Ｃａ：０．０１５０％以下のうちの１種または２種以上を含む成分組成を有する高速度工具鋼鋼材の製造方法である。
　本発明に係る高速度工具鋼鋼材（製品を含む）の成分組成は、従来の高速度工具鋼鋼材のそれを含むものである。この成分組成には、ＪＩＳ－Ｇ－４４０３の「高速度工具鋼鋼材」に規格されている、ＳＫＨ５１のような、汎用鋼種も含まれている。以下、成分組成について、説明する。
・Ｃ：０．５０～２．２０％
　Ｃは、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖと結合して炭化物を形成し、製品の耐摩耗性を向上する元素である。しかし、多すぎると、靭性が低下する。よって、後述するＣｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ量とバランスさせた上で、０．５０～２．２０％とする。好ましくは１．００％以上である。より好ましくは１．１０％以上である。また、好ましくは１．５０％以下である。より好ましくは１．３０％以下である。さらに好ましくは１．２５％以下である。
・Ｓｉ：０．１０～１．００％
　Ｓｉは、通常、溶解工程における脱酸剤として使用される。そして、材料の被削性を高める効果がある。しかし、多すぎると、製品の靭性が低下する。よって、Ｓｉは、０．１０～１．００％とする。好ましくは０．２５％以上である。より好ましくは０．４０％以上である。また好ましくは０．８０％以下である。より好ましくは０．６０％以下である。
・Ｍｎ：０．１０～１．００％
　Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸剤として使用される。そして、焼入性を高めて、製品に適度の焼入れ焼戻し硬さを付与する効果がある。しかし、多すぎると、焼入れ焼戻し後の組織中に残留オーステナイトが多くなり、靭性を低下させる。よって、Ｍｎは、０．１０～１．００％とする。好ましくは０．１５％以上である。より好ましくは０．２０％以上である。また、好ましくは０．７５％以下である。より好ましくは０．５０％以下である。さらに好ましくは０．４５％以下である。
・Ｐ：０．０２５％以下
　Ｐは、通常、添加しなくても、各種の高速度工具鋼鋼材に不可避的に含まれ得る元素である。そして、焼戻し等の熱処理時に旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させる元素である。したがって、製品の靭性を維持するために、添加する場合も含めて、０．０２５％以下に規制する。
・Ｓ：０．００４０％以下
　Ｓは、通常、添加しなくても、各種の高速度工具鋼鋼材に不可避的に含まれ得る元素である。そして、多過ぎると、熱間加工前の鋼塊や中間素材時において、その熱間加工性を劣化させ、熱間加工中の鋼塊や素材に割れを生じさせる元素である。また、鋼材が後述するＣａを含むときには、Ｃａと結合して、Ｃａ単体が発揮する熱間加工性の向上効果を阻害する要因ともなる。よって、Ｓは、低減すべき元素であり、０．００４０％以下に規制する。好ましくは０．００２０％以下、より好ましくは０．００１０％以下である。
・Ｃｒ：３．００～７．００％
　Ｃｒは、焼入性を高め、また炭化物を形成して、製品の耐摩耗性を向上するのに有効な元素である。また、耐酸化性を付与する元素である。但し、多過ぎると、靱性や高温強度の低下を招く。よって、Ｃｒは、３．００～７．００％とする。好ましくは３．５０％以上である。より好ましくは４．００％以上である。また、好ましくは５．５０％以下である。より好ましくは５．００％以下である。
・（Ｗ＋２Ｍｏ）の関係式によるＷおよびＭｏの１種または２種：５．００～３０．００％
　ＷおよびＭｏは、Ｃと結合して炭化物を形成し、製品に耐摩耗性や耐焼付き性を付与する元素である。また、焼戻し時の二次硬化作用が大きく、高温強度も付与できる元素である。このとき、ＷおよびＭｏは、単独または複合で含有させることができる。また、このときの含有量は、ＭｏがＷの約１／２の原子量であることから、（Ｗ＋２Ｍｏ）の関係式で定義されるＷ当量で一緒に規定できる。そして、上記の効果を得るために、（Ｗ＋２Ｍｏ）の関係式による値で、５．００％以上とする。好ましくは１０．００％以上である。より好ましくは１５．００％以上である。さらに好ましくは１７．００％以上である。
　しかし、多すぎると、鋼塊または中間素材の時点における熱間加工性を阻害する。よって、（Ｗ＋２Ｍｏ）の関係式による値で、３０．００％以下とする。好ましくは２５．００％以下である。より好ましくは２２．００％以下である。さらに好ましくは２０．００％以下である。
・Ｖ：０．６０～５．００％
　Ｖは、Ｃと結合して硬質の炭化物を形成し、製品の耐摩耗性の向上に寄与する元素である。しかし、多すぎると、製品の靭性が低下する。よって、Ｖは、０．６０～５．００％とする。好ましくは１．００％以上である。より好ましくは１．５０％以上である。さらに好ましくは２．００％以上である。特に好ましくは２．５０％以上である。また、好ましくは４．００％以下である。より好ましくは３．５０％以下である。さらに好ましくは３．００％以下である。
　本発明に係る高速度工具鋼鋼材において、Ｃｏ、Ａｌ、Ｃａは、鋼中に残留する可能性のある元素である。そして、Ｃｏ、Ａｌ、Ｃａは、以下の効果の面で、必要に応じて含有してもよい。
・Ｃｏ：１０．００％以下
　Ｃｏは、基地中に固溶して、製品の強度や耐熱性を向上させる。但し、多過ぎると、製品の靱性を低下させる。よって、１０．００％以下のＣｏを含有することができる（０％を含む）。好ましくは５．００％以下である。より好ましくは３．００％以下である。さらに好ましくは２．００％以下である。なお、Ｃｏは、無添加の場合でも、例えば、０．１０％未満を含み得る場合がある。そして、Ｃｏを含有する場合、好ましくは０．１０％以上である。
・Ａｌ：０．３０％以下
　Ａｌは、鋳造組織を均一微細にして、鋼塊の熱間加工性を向上させる効果を有する。但し、多過ぎると、組織中にアルミナ系介在物を多く形成して、製品の靱性を低下させる。よって、０．３０％以下のＡｌを含有することができる。好ましくは０．２５％以下である。より好ましくは０．２０％以下である。なお、Ａｌを含有する場合、好ましくは０．０２％以上である。より好ましくは０．０６％以上である。さらに好ましくは０．０８％以上である。特に好ましくは０．１０％以上である。
・Ｃａ：０．０１５０％以下
　Ｃａは、後述するＭＣ炭化物の絶対量を増やす効果を有し、製品の耐摩耗性の向上に有効な元素である。そして、上述のＡｌと同様、鋳造組織を均一微細にして、鋼塊の熱間加工性を向上する効果も有する。しかし、多すぎると、多くのＣａが酸化物系の介在物を形成して、清浄度を低める。よって、０．０１５０％以下のＣａを含有することができる。好ましくは０．０１３０％以下である。より好ましくは０．０１２０％以下である。さらに好ましくは０．０１００％以下である。なお、Ｃａを含有する場合、好ましくは０．００５０％以上である。より好ましくは０．００６０％以上である。さらに好ましくは０．００７０％以上である。
　また、本発明に係る高速度工具鋼鋼材において、Ｏ（酸素）、Ｎ（窒素）は、不純物として鋼中に残留する可能性のある元素である。そして、これらの元素はできるだけ低い方が好ましい。
・Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、鋼中に不可避的に存在する元素である。Ｎが多すぎると、組織中に多くの窒化物系の介在物が形成されて、製品の品位を下げる。よって、好ましくは０．０１００％以下に規制する。より好ましくは０．００６０％以下、さらに好ましくは０．００５０％以下、特に好ましくは０．００２０％以下に規制する。
・Ｏ：０．００４０％以下
　Ｏは、鋼中に不可避的に存在する元素である。Ｏが多すぎると、組織中に多くの酸化物系の介在物が形成されて、製品の品位を下げる。よって、好ましくは０．００４０％以下に規制する。より好ましくは０．００３０％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
（２）本発明の高速度工具鋼鋼材の製造方法は、溶鋼を鋳造して、鋼塊を得る鋳造工程を含むものである。
　通常、高速度工具鋼鋼材が、所定の成分組成に調整された溶鋼を鋳造して得た鋼塊を出発材料にして製造されることは、先述の通りである。そして、本発明の場合、この鋼塊を得る手法は、インゴットケースを使用した普通造塊法の他に、連続鋳造法や、一旦鋳造後の鋼塊に実施する真空アーク再溶解法やエレクトロスラグ再溶解法である等、その手法を問わない。これについて、「鋼塊（ｉｎｇｏｔ）」とは、例えば、ＪＩＳ－Ｇ－０２０３「鉄鋼用語（製品及び品質）」において、「溶鋼を鋼塊用鋳型（インゴットケース）に鋳込み凝固させたもの、又は連続鋳造された鋼片。通常は、熱間加工又は鍛造による後工程で、半製品又は製品に加工される（真空アーク又はエレクトロガススラグ法で再溶解され、鋳造された鋼塊を含む）。」と定義されている。
　また、上記の鋼塊には、例えば、一定の温度および時間で保持する均熱処理（ソーキング処理）を、必要に応じて行ってもよい。
（３）本発明の高速度工具鋼鋼材の製造方法は、上述した（２）の鋳造工程で得た鋼塊を１１２０℃を超える温度に加熱した後、熱間加工して、中間素材を得る分塊工程を含むものである。
　本発明に係る高速度工具鋼鋼材の成分組成が、ＳＫＨ５１等の汎用鋼種のそれを含むものであることは、上述の通りである。そして、本発明の特徴は、このような汎用的な成分組成を含む高速度工具鋼材の製造工程において、その熱間加工工程の条件を調整することで、成分組成を特別に変更しなくても、高速度工具鋼製品の組織中の炭化物を増やすことができ、高速度工具鋼製品の耐摩耗性を向上できる点にある。
　高速度工具鋼製品の耐摩耗性を向上させるには、その焼入れ焼戻し組織中に形成されている炭化物の量を増やすことが有効である。そして、この炭化物のうちでも、バナジウムを多く含む「ＭＣ炭化物」、および、タングステンやモリブデンを多く含む「Ｍ６Ｃ炭化物」は、硬質であり、耐摩耗性の向上効果に優れている。従って、高速度工具鋼製品の組織中の、特にＭＣ炭化物およびＭ６Ｃ炭化物を増やすことは、高速度工具鋼製品の耐摩耗性を向上させるのに効果的である。そして、従来の高速度工具鋼製品においては、その成分組成を特別に変更しなくても、上記の熱間加工工程の条件を見直すことで、製品の組織中の炭化物を増量できる余地があることを、本発明者は知見した。
　通常、高速度工具鋼鋼材の製造方法は、その熱間加工工程において、上述した（２）の鋳造工程で得た鋼塊を分塊加工する「分塊工程」と、この分塊工程で得た中間素材を鋼材の形状に仕上加工する「仕上工程」とを経てなるものである。なお、上記の「中間素材」は、例えば、ＪＩＳ－Ｇ－０２０３「鉄鋼用語（製品及び品質）」で定義されている「鋼片（ｓｅｍｉ－ｆｉｎｉｓｈｅｄ　ｐｒｏｄｕｃｔ）」の状態と解釈することができる。ＪＩＳ－Ｇ－０２０３において、「鋼片」とは、「鋼塊を圧延若しくは鍛造することによって、又は連続鋳造によって得られる、長さ方向に一定の断面形状をもつ半製品。一般には、次の工程で熱間圧延又は熱間鍛造を行って、仕上げ製品に加工することを意図したもの。断面の形状及び寸法によってスラブ、ブルーム、ビレット、シートバーなどに分類される。」と定義されている。
　そして、上記の熱間加工工程において、従来、その熱間加工温度は、上記の分塊工程から仕上工程までを通して、同じ温度範囲の、一連の熱間加工温度で管理されていた。そして、その熱間加工温度は、例えば、特許文献１の熱間加工温度が１１６０℃であり、特許文献３の熱間加工温度が１１５０℃であるように、高く設定されていた。
　これに対して、本発明の高速度工具鋼鋼材の製造方法では、その熱間加工工程における上記の「分塊工程」と「仕上工程」とで、その際の加工温度を別けて管理するものである。そして、まず、分塊工程の加工温度について説明すると、分塊工程は、鋼塊の鋳造組織中にある共晶型の粗大なＭＣ炭化物を破砕する役割を担う。そして、鋼塊の鋳造組織中にある共晶型のＭ２Ｃ炭化物を分解して、Ｍ６Ｃ炭化物に調整する役割を担う。よって、組織中のＭＣ炭化物およびＭ６Ｃ炭化物を増やすためには、上記の分塊工程で、その際の加工温度を、共晶型ＭＣ炭化物の破砕およびＭ２Ｃ炭化物の分解が十分に進むだけの、高い温度にすることが効果的である。そして、本発明では、この分塊工程での加工温度（つまり、鋼塊の温度）を、１１２０℃を超える温度とするために、分塊加工前の鋼塊を１１２０℃を超える温度に加熱する。好ましくは１１３０℃以上である。鋼塊の加熱温度の上限は、特に設ける必要はない。但し、鋼塊の加熱に掛かるコスト等を考えれば、１１６０℃以下とするのが効率的である。好ましくは１１５０℃以下、より好ましくは１１４０℃以下である。
　分塊工程で加工温度を上げることは、鋼塊の塑性加工性を高く維持できる点でも好ましい。通常、鋼塊は、後述する中間素材（鋼片）よりも、その断面積が大きい。よって、分塊加工が行われるときの鋼塊には、後述の仕上加工が行われるときの中間素材よりも、優れた塑性加工性が求められる。分塊工程での加工温度が低すぎると、分塊加工中の鋼塊が割れることが懸念される。
　通常、分塊加工中の鋼塊の温度は、その分塊加工の開始から徐々に低下していく。そして、分塊加工が終了したときには、鋼塊（つまり、中間素材）の温度が１１２０℃以下になっているかも知れない。この場合であっても、分塊加工の開始温度が１１２０℃を超えていることで、本発明の分塊工程の効果は発揮される。そして、分塊加工の温度は、その加工の終了温度を９００℃以上に維持することが好ましい。または、分塊加工の開始から終了に亘って、分塊加工の温度が１１２０℃を超えて維持されていることが好ましい。これによって、鋼塊の塑性加工性を維持できて、鋼塊を所定の寸法の中間素材にすることが容易になる。また、鋼塊に大きな加工比を付与することが容易になる。
　分塊加工中の鋼塊の温度を９００℃以上の温度（または、１１２０℃を超える温度）に維持するには、例えば、鋼塊の温度が９００℃（または、１１２０℃）の近くまで降温してきたときに、分塊加工を中断して、鋼塊を加熱炉に入れる等して、鋼塊を再加熱することができる。そして、この再加熱後の鋼塊が、所定の寸法の中間素材になるまで（鋼塊に所定の加工比を付与できるまで）、分塊加工を繰り返すことができる。
（４）本発明の高速度工具鋼鋼材の製造方法は、上述した（３）の分塊工程で得た中間素材を９００～１１２０℃の温度に加熱した後、熱間加工して、上述した成分組成の高速度工具鋼鋼材を得る仕上工程を含むものである。
　仕上工程は、分塊工程で得た中間素材を熱間加工して、中間素材を鋼材に仕上加工する工程である。この仕上加工によって、中間素材は、製品形状に応じた形状の、所定の寸法の高速度工具鋼鋼材に仕上げられる。これについて、「鋼材（ｓｔｅｅｌ　ｐｒｏｄｕｃｔ）」とは、例えば、ＪＩＳ－Ｇ－０２０３「鉄鋼用語（製品及び品質）」において、「圧延、鍛造、引抜き、鋳造など各種の方法で所要の形状に加工された鋼の総称。鋼塊及び鋼片は含まない。」と定義されている。そして、本発明に関する高速度工具鋼鋼材の形状は、これより製造される製品がエンドミル、ドリル、タップ等であるなら、例えば、断面の直径や一辺が５～５０ｍｍ程度の棒状であるし、帯鋸刃等であるなら、例えば、断面の直径や一辺が１～５ｍｍ程度の線状である。
　また、仕上工程は、分塊工程で組織中に付与したＭＣ炭化物およびＭ６Ｃ炭化物を球状化する工程である。そして、本発明においては、ＭＣ炭化物およびＭ６Ｃ炭化物の増量に寄与する重要な工程である。
　仕上工程において、（３）の分塊工程で得た中間素材に行う仕上加工の加工温度（つまり、中間素材の温度）を、分塊工程のときと同じ「１１２０℃を超える温度」にすると、その仕上加工前の中間素材の加熱中に、そして、仕上加工中に、中間素材の組織中にあるＭＣ炭化物やＭ６Ｃ炭化物が基地であるオーステナイト組織に溶け込んで、ＭＣ炭化物やＭ６Ｃ炭化物の量が減少する。そして、この結果、同じ成分組成を有する高速度工具鋼製品のなかでも、その組織中のＭＣ炭化物やＭ６Ｃ炭化物の量が異なって、かつ、その量が少なくなって、製品の耐摩耗性が低下する。よって、本発明では、仕上加工の温度を１１２０℃以下に制限するために、仕上加工前の中間素材の加熱温度を１１２０℃以下に制限する。好ましくは１１１５℃以下である。より好ましくは１１１０℃以下である。
　なお、上述した分塊加工中の鋼塊の温度と同様、仕上加工中の中間素材の温度も、通常、その仕上加工の開始から徐々に低下していく。そして、仕上加工中に、中間素材の温度が低くなりすぎると、中間素材の塑性加工性が低下して、中間素材を所定の寸法の鋼材にすることが難しくなる。よって、仕上加工前の中間素材の加熱温度は９００℃以上とする。そして、仕上加工の温度は、その加工の開始から終了に亘って、１１２０～９００℃の間に維持することが好ましい。または、仕上加工の温度は、その加工の終了温度を９００～１０５０℃に維持することが好ましい。これによって、中間素材の塑性加工性を維持できて、中間素材を所定の寸法の鋼材にすることが容易になる。
　仕上加工中の中間素材の温度を９００℃以上の温度に維持するには、例えば、中間素材の温度が９００℃の近くまで降温してきたときに、仕上加工を中断して、中間素材を加熱炉に入れる等して、中間素材を再加熱することができる。そして、この再加熱後の中間素材が、所定の寸法の鋼材に仕上がるまで、仕上加工を繰り返すことができる。
（５）さらに、本発明の高速度工具鋼鋼材の製造方法は、（４）の「仕上工程」で得た鋼材に焼鈍を行う「焼鈍工程」を含むことが好ましい。
　上記の仕上工程で得た鋼材に焼鈍を行うこと自体は、通常の工程である。この焼鈍工程によって、製品形状に機械加工する際の、機械加工性を付与することができる。また、熱間加工後の鋼材から残留応力を除去することができる。なお、一般的に、焼鈍温度は、高くても８７０℃程度であるところ、焼鈍温度が高すぎると、鋼材組織中のＭＣ炭化物およびＭ６Ｃ炭化物の基地中への固溶が進みやすい。よって、焼鈍温度は９００℃以下とすることが好ましい。また、焼鈍温度は８６０℃以上とすることが好ましい。
（６）本発明の高速度工具鋼製品の製造方法は、上記した各工程を含む本発明の高速度工具鋼鋼材の製造方法によって製造された高速度工具鋼鋼材に、焼入れおよび焼戻しを行うものである。
　本発明の高速度工具鋼鋼材の製造方法によって製造された高速度工具鋼鋼材は、焼入れ焼戻しによって、所定の硬さに調製されて、高速度工具鋼製品に整えられる。そして、この間において、高速度工具鋼鋼材は、切削や穿孔といった各種の機械加工によって、高速度工具鋼製品の形状に整えられる。この機械加工は、焼入れ焼戻し前の、硬さが低い状態（焼鈍状態）で行うことが好ましい。この場合、焼入れ焼戻し後に仕上げの機械加工を行ってもよい。
　焼入れおよび焼戻しの温度は、高速度工具鋼鋼材の成分組成や、狙いとする硬さ等によって異なるが、焼入れ温度は概ね１１７０～１２２０℃程度、焼戻し温度は概ね５５０～５９０℃程度であることが好ましい。例えば、ＳＫＨ５１に代表される高速度工具鋼の場合、焼入れ温度は１１８０～１２１０℃程度、焼戻し温度は５５０～５８０℃程度である。焼入れ焼戻し硬さは６９ＨＲＣ以下とすることが好ましい。また、６４ＨＲＣ以上とすることが好ましい。
　ＭＣ炭化物およびＭ６Ｃ炭化物のうちでも、その大きさが、高速度工具鋼製品の断面組織における最大長で０．４０μｍ以上のものは、耐摩耗性の向上効果が大きい。そして、従来の高速度工具鋼製品の場合、その断面組織に占める、最大長が０．４０μｍ以上のＭＣ炭化物の面積率は、多くても３．０％程度であり、最大長が０．４０μｍ以上のＭ６Ｃ炭化物の面積率は、多くても６．０％程度であった。
　これに対して、本発明の高速度工具鋼製品の製造方法によれば、高速度工具鋼製品の断面組織に占める、最大長が０．４０μｍ以上のＭＣ炭化物の面積率を３．８％以上に増量することができる。好ましくは４．０％以上に増量することができる。このとき、このＭＣ炭化物の面積率の上限については、特に設定することを要しない。但し、９．０％以下が現実的である。
　そして、本発明の高速度工具鋼製品の製造方法によれば、高速度工具鋼製品の断面組織に占める、最大長が０．４０μｍ以上のＭ６Ｃ炭化物の面積率を６．８％以上に増量することができる。好ましくは７．０％以上に増量することができる。このとき、このＭ６Ｃ炭化物の面積率の上限については、特に設定することを要しない。但し、１２．０％以下が現実的である。
　高速度工具鋼製品の断面組織に占める、最大長が０．４０μｍ以上のＭＣ炭化物およびＭ６Ｃ炭化物の面積率の測定要領を説明しておく。
　まず、高速度工具鋼製品から、断面を観察する試料を採取する。観察する断面は、製品の作業部位（切削工具や切断工具の場合、刃先部であり、金型の場合、型彫面である。）とすることができる。
　次に、この観察する断面を鏡面に研磨してから、この研磨後の断面組織を、倍率２０００倍の走査型電子顕微鏡で観察する。そして、この観察した断面組織を、１視野あたりの画素数が１２６０×９６０ピクセル（面積６３μｍ×４８μｍ）の反射電子線（ＢＳＥ；Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ）画像として取り込み、この画像を１０視野分準備する。ＢＳＥ画像は、断面組織に含まれるＣ、Ｗ、Ｍｏ、ＶおよびＦｅ等の組成の違いを表示でき、ＭＣ炭化物とＭ６Ｃ炭化物とをコントラストの濃淡で明瞭に識別できるものである。図１は、後述する実施例で評価した高速度工具鋼製品Ａ１の断面組織のＢＳＥ画像の一例である。図１において、基地中に確認される粒状の分散物が炭化物である。そして、これら粒状の分散物のなかで、濃色で示されているのが「ＭＣ炭化物（符号１）」であり、淡色で示されているのが「Ｍ６Ｃ炭化物（符号２）」である。
　そして、これらのＢＳＥ画像から、画像解析ソフトウェアを用いて、最大長が０．４０μｍ以上のＭＣ炭化物およびＭ６Ｃ炭化物を抽出して、１０視野分の合計の断面組織に占める、これら炭化物の面積率をそれぞれ求めることができる。
　所定の成分組成に調整した溶鋼を準備し、この溶鋼を鋳造して、高速度工具鋼の鋼塊を作製した。鋼塊の成分組成を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　まず、鋼塊に分塊加工を行った。つまり、鋼塊を１１３０℃に加熱して、これを熱間加工し、断面寸法が１３５ｍｍ×１３５ｍｍの中間素材（鋼片）を得た。なお、加工温度は、鋼塊の表面温度とした。また、上記の熱間加工中に、鋼塊の再加熱は行わなかった。そして、熱間加工の終了温度は１０４９℃であった。
　次に、上記の分塊加工で得た中間素材に仕上加工を行った。つまり、中間素材を表２に示すそれぞれの温度に加熱して、これを熱間加工し、断面寸法が直径１１ｍｍの棒状の高速度工具鋼鋼材Ａ１～Ａ６およびＢ１～Ｂ４に仕上げた。なお、加工温度は、中間素材の表面温度とした。また、仕上げの熱間加工中に、中間素材の再加熱は行わなかった。そして、仕上げの熱間加工の終了温度は１０００～１０４０℃の範囲であった。
　上記の高速度工具鋼鋼材に８７０℃の焼鈍を実施した後に、この焼鈍後の高速度工具鋼鋼材を１１９０℃に加熱して３０分間保持し、焼入れを行った。そして、焼入れ後の高速度工具鋼鋼材に、５６０℃で１時間保持する焼戻しを２回繰り返して（狙い硬さ６５．５ＨＲＣ）、高速度工具鋼製品Ａ１～Ａ６およびＢ１～Ｂ４を作製した。
　そして、この高速度工具鋼製品の断面組織に占める、最大長が０．４０μｍ以上のＭＣ炭化物およびＭ６Ｃ炭化物の面積率を、上述の測定要領に従って、測定した。このとき、観察した断面は、その棒状の中心線を含む縦断面とした。そして、観察した断面は、上記の縦断面の、高速度工具鋼製品（鋼材）の表面側から中心線に向かって「直径／８」入った位置とした。画像解析ソフトウェアには、オリンパス株式会社製ソフトウェア「ＳＣＡＮＤＩＵＭ」を用いた。結果を表２に示す。また、高速度工具鋼製品Ａ１の断面組織のＢＳＥ画像を、図１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本発明例の高速度工具鋼製品Ａ１～Ａ６は、鋼塊を１１２０℃を超える温度に加熱してから分塊加工を行ったことに加えて、その分塊加工後の仕上加工で、ＭＣ炭化物およびＭ６Ｃ炭化物が基地中に固溶し難い温度で熱間加工したものである。そして、断面組織に占める、最大長が０．４０μｍ以上のＭＣ炭化物の面積率は３．８％以上であり、Ｍ６Ｃ炭化物の面積率は６．８％以上であった。
　これに対して、比較例の高速度工具鋼製品Ｂ１～Ｂ４は、鋼塊を１１２０℃を超える温度に加熱して分塊加工を行ってから、その後の仕上加工で、ＭＣ炭化物およびＭ６Ｃ炭化物が基地中に固溶し易い温度で熱間加工したものである。そして、断面組織に占める、最大長が０．４０μｍ以上のＭＣ炭化物およびＭ６Ｃ炭化物の面積率は、高速度工具鋼製品Ａ１～Ａ６に比べて、少なかった。
　図２は、表２の結果について、仕上加工時における中間素材の加熱温度（つまり、加工開始温度）と、高速度工具鋼製品の断面組織中に占める、最大長が０．４０μｍ以上のＭＣ炭化物およびＭ６Ｃ炭化物の面積率との関係を示したものである。図２より、仕上加工時の加工温度を低くすることで、断面組織に占めるＭＣ炭化物およびＭ６Ｃ炭化物を増量できることがわかる。
　所定の成分組成に調整した溶鋼を準備し、この溶鋼を鋳造して、高速度工具鋼の鋼塊１、２を作製した。鋼塊１、２の成分組成を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　上記の鋼塊１、２を１１４０℃に加熱して、これに分塊加工を行った。そして、断面寸法が８０ｍｍ×８０ｍｍの中間素材（鋼片）を得た。このとき、分塊加工中に、鋼塊の再加熱は行わなかった。そして、分塊加工の終了温度（鋼塊の表面温度）は１０８０℃であった。
　なお、上記の分塊加工においては、鋼塊１、２の加熱温度（つまり、分塊加工の開始温度）を１０８０℃に低めたものにも行った。その結果、分塊加工中の鋼塊の先端が割れて、分塊加工を進めることができなかった。そして、健全な最終形状の中間素材を得られなかったことから、この時点で、以降の実験を中止した。
　次に、鋼塊の加熱温度を１１４０℃とした分塊加工で得た中間素材を、表４の温度に加熱して、これに鍛伸による仕上加工を行った。そして、鋼塊１、２の番号順に対応する、断面形状が２０ｍｍ×２０ｍｍの矩形の棒材でなる高速度工具鋼鋼材１、２を作製した。このとき、仕上加工中に、中間素材の再加熱は行わなかった。そして、仕上加工の終了温度（中間素材の表面温度）は１０１０℃であった。
　そして、上記の高速度工具鋼鋼材１、２に８７０℃の焼鈍を実施した後に、この焼鈍後の高速度工具鋼鋼材１、２を１１９０℃に加熱して３０分間保持し、焼入れを行った。そして、焼入れ後の高速度工具鋼鋼材１、２に、５６０℃で１時間保持する焼戻しを２回繰り返して（狙い硬さ６５．５ＨＲＣ）、高速度工具鋼鋼材（鋼塊）１、２の番号順に対応する、高速度工具鋼製品１、２を作製した。
　高速度工具鋼製品１、２の断面組織に占める、最大長が０．４０μｍ以上のＭＣ炭化物およびＭ６Ｃ炭化物の面積率を、上述の測定要領に従って、測定した。このとき、観察した断面は、その棒状の中心線を含む縦断面とした。そして、観察した断面は、上記の縦断面の、高速度工具鋼製品（鋼材）の表面側から中心線に向かって「辺長さ／８」入った位置とした。結果を表４に示す。
　また、上述の要領により採取した「辺長さ／８」の位置を試験面として、高速度工具鋼製品１、２に大越式摩耗試験を実施した。試験条件として、相手材はＳＣＭ４１５の焼ならし材（硬さ１８３ＨＢＷ）、荷重は６４．７Ｎ（６．６ｋｇｆ）、摩擦距離は４００ｍ、試験速度は０．９７ｍ／ｓとした。そして、この条件による試験を、それぞれの高速度工具鋼製品で３回実施して、比摩耗量を測定し、その比摩耗量の平均値を求めた。この比摩耗量の値が小さい程、耐摩耗性に優れることを意味する。結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　本発明例の高速度工具鋼製品１は、断面組織に占める、最大長が０．４０μｍ以上のＭＣ炭化物の面積率は３．８％以上であり、Ｍ６Ｃ炭化物の面積率は６．８％以上であった。そして、分塊加工時における鋼塊の加熱温度を上げたことに起因して、鋼塊の鋳造組織中にある共晶型のＭ２Ｃ炭化物の分解が促進されたと思われ、Ｍ６Ｃ炭化物の面積率は９．０％以上にまで増加した。
　これに対して、比較例の高速度工具鋼製品２は、分塊加工時における鋼塊の加熱温度は高かったものの、その後の仕上加工における中間素材の加熱温度も高かったことから、中間素材の組織中にあったＭＣ炭化物やＭ６Ｃ炭化物が基地に溶け込んだと思われ、高速度工具鋼製品における上記のＭＣ炭化物およびＭ６Ｃ炭化物の面積率は、高速度工具鋼製品１に比べて、少なかった。
　そして、高速度工具鋼製品１の比摩耗量の値は、高速度工具鋼製品２のそれに比べて小さく、高速度工具鋼製品１の耐摩耗性が、高速度工具鋼製品２よりも優れていることを示した。
　１　ＭＣ炭化物
　２　Ｍ６Ｃ炭化物

Claims (6)

  1. 質量％で、Ｃ：０．５０～２．２０％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．１０～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００４０％以下、Ｃｒ：３．００～７．００％、（Ｗ＋２Ｍｏ）の関係式によるＷおよびＭｏのうちの１種または２種：５．００～３０．００％、Ｖ：０．６０～５．００％、残部Ｆｅおよび不純物の成分組成を有する高速度工具鋼鋼材の製造方法であって、
    溶鋼を鋳造して、鋼塊を得る鋳造工程と、
    前記鋳造工程で得た鋼塊を１１２０℃を超える温度に加熱した後、熱間加工して、中間素材を得る分塊工程と、
    前記分塊工程で得た中間素材を９００～１１２０℃の温度に加熱した後、熱間加工して、前記成分組成を有する高速度工具鋼鋼材を得る仕上工程と、
    を具備することを特徴とする高速度工具鋼鋼材の製造方法。
  2. 前記高速度工具鋼鋼材が、さらに、質量％で、Ｃｏ：１０．００％以下、Ａｌ：０．３０％以下、Ｃａ：０．０１５０％以下のうちの１種または２種以上を含む成分組成を有することを特徴とする請求項１に記載の高速度工具鋼鋼材の製造方法。
  3. さらに、前記仕上工程で得た前記成分組成の高速度工具鋼鋼材に焼鈍を行う焼鈍工程を具備することを特徴とする請求項１または２に記載の高速度工具鋼鋼材の製造方法。
  4. 請求項１ないし３のいずれかに記載の高速度工具鋼鋼材の製造方法によって製造された高速度工具鋼鋼材に、焼入れおよび焼戻しを行うことを特徴とする高速度工具鋼製品の製造方法。
  5. 質量％で、Ｃ：０．５０～２．２０％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．１０～１．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００４０％以下、Ｃｒ：３．００～７．００％、（Ｗ＋２Ｍｏ）の関係式によるＷおよびＭｏのうちの１種または２種：５．００～３０．００％、Ｖ：０．６０～５．００％、残部Ｆｅおよび不純物の成分組成を有する高速度工具鋼製品であって、断面組織に占める、最大長が０．４０μｍ以上のＭＣ炭化物の面積率が３．８％以上であり、最大長が０．４０μｍ以上のＭ６Ｃ炭化物の面積率が６．８％以上であることを特徴とする高速度工具鋼製品。
  6. 前記高速度工具鋼製品が、さらに、質量％で、Ｃｏ：１０．００％以下、Ａｌ：０．３０％以下、Ｃａ：０．０１５０％以下のうちの１種または２種以上を含む成分組成を有することを特徴とする請求項５に記載の高速度工具鋼製品。
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