WO2017158988A1 - 冷間工具材料および冷間工具の製造方法 - Google Patents

冷間工具材料および冷間工具の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2017158988A1
WO2017158988A1 PCT/JP2016/088883 JP2016088883W WO2017158988A1 WO 2017158988 A1 WO2017158988 A1 WO 2017158988A1 JP 2016088883 W JP2016088883 W JP 2016088883W WO 2017158988 A1 WO2017158988 A1 WO 2017158988A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
cold tool
carbides
less
carbide
tempering
Prior art date
Application number
PCT/JP2016/088883
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
庄司　辰也
三嶋　節夫
幸雄 宍道
克典 黒田
Original Assignee
日立金属株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日立金属株式会社 filed Critical 日立金属株式会社
Priority to CN201680016480.8A priority Critical patent/CN107429345B/zh
Priority to JP2017536599A priority patent/JP6260749B1/ja
Priority to KR1020177026216A priority patent/KR101852316B1/ko
Priority to EP16894605.1A priority patent/EP3305934B1/en
Priority to US15/566,812 priority patent/US10407747B2/en
Publication of WO2017158988A1 publication Critical patent/WO2017158988A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/36—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.7% by weight of carbon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a cold tool material most suitable for various cold tools such as a press die, a forging die, a rolling die, and a metal blade, and a method for producing a cold tool using the cold tool material.
  • Non-Patent Document 1 SKD10 or SKD11 alloy tool steel, which is a JIS steel type, has been used as a cold tool material. Further, an alloy tool steel in which the component composition of the above alloy tool steel is improved has been proposed in response to a request for further hardness improvement (Patent Document 1).
  • Cold tool materials are usually steel ingots or steel slabs that have been processed into pieces, and are subjected to various hot workings and heat treatments to obtain predetermined steel materials, which are then annealed. To finish.
  • cold tool material is normally supplied to the manufacture maker of a cold tool in the annealing state with low hardness.
  • the cold tool material supplied to the manufacturer is machined into the shape of a cold tool and then adjusted to a predetermined working hardness by quenching and tempering. And after adjusting to this use hardness, it is common to perform finishing machining.
  • the cold tool material in an annealed state is first quenched and tempered and then machined into the shape of the cold tool together with the finishing machining.
  • Quenching is an operation of heating the cold tool material (or the cold tool material after being machined) to an austenite temperature range and quenching it to transform the structure into martensite. Therefore, the component composition of the cold tool material can be adjusted to a martensite structure by quenching.
  • Patent Document 2 a method for appropriately adjusting the amount of retained austenite in the matrix (matrix) during quenching (Patent Document 2), and a method for appropriately adjusting the amount of Cr and Mo dissolved in the matrix during quenching ( Patent Documents 3 and 4) have been proposed.
  • the hardness of the cold tool can be improved by quenching and tempering the cold tool material disclosed in Patent Documents 2 to 4.
  • the tempering temperature is determined not only from the hardness of the cold tool but also from the viewpoint of heat treatment size change and adjustment of the retained austenite amount. Therefore, it is effective for the cold tool material that high hardness can be obtained in a wide range of tempering temperatures in that the selection range of the tempering temperatures can be expanded.
  • An object of the present invention is to provide a cold tool material capable of obtaining high hardness at a wide range of tempering temperatures and a method for producing a cold tool using the cold tool material.
  • C 0.65 to 2.40%, Cr: 5.0 to 15.0%, and Mo and W are used alone or in combination (Mo + 1 / 2W): 0.50 to 4. 00%, V: 0.10 to 1.50%, N: more than 0.0300% and 0.0800% or less, having a steel component composition that can be adjusted to a martensite structure by quenching,
  • the number density of carbide A having an equivalent circle diameter of more than 0.1 ⁇ m and not more than 2.0 ⁇ m is 9.0 in a region of 90 ⁇ m in length and 90 ⁇ m in width where the equivalent circle diameter does not include carbides exceeding 5.0 ⁇ m in the cross-sectional structure.
  • ⁇ 10 5 / mm 2 or more
  • in cold work tool material is circularly number density of equivalent diameter exceeds the 0.1 [mu] m 0.4 .mu.m or less carbide B is 7.5 ⁇ 10 5 / mm 2 or more is there.
  • the component composition of the steel is, by mass%, C: 0.65 to 2.40%, Cr: 5.0 to 15.0%, and Mo and W are single or composite (Mo + 1 / 2W) : 0.50 to 4.00%, V: 0.10 to 1.50%, N: over 0.0300% to 0.0800% or less, Si: 2.00% or less, Mn: 1.50%
  • P 0.050% or less
  • S 0.0500% or less
  • Ni 0 to 1.00%
  • Nb 0 to 1.50%
  • the balance is Fe and impurities.
  • the cold tool material has a ratio of the number of carbides B to the number of carbides A in the region of 90 ⁇ m in length and 90 ⁇ m in width is 65.0% or more.
  • this invention is a manufacturing method of the cold tool which quenches and tempers the cold tool material of this invention mentioned above.
  • FIG. 2 It is an optical microscope photograph which shows an example of the cross-sectional structure of the cold tool material of this invention.
  • an element mapping image of C (carbon) when an area containing no carbide exceeding 5.0 ⁇ m in equivalent circle diameter is analyzed with EPMA (electron beam microanalyzer).
  • EPMA electron beam microanalyzer
  • the carbide distribution in the region that does not include carbides having an equivalent circle diameter of more than 5.0 ⁇ m in each range of the equivalent circle diameter of the carbides (horizontal axis). It is the graph shown with the number (vertical axis) of the collected carbide.
  • FIG. 4 is a graph showing the hardness at each tempering temperature of an example of a cold tool produced by quenching the cold tool materials of the present invention and the comparative example and then tempering at a low temperature (100 to 300 ° C.).
  • FIG. 6 is a graph showing the hardness at each tempering temperature of an example of a cold tool produced by quenching the cold tool materials of the present invention and the comparative example and then tempering at a high temperature (450 to 540 ° C.).
  • the carbide distribution in the region that does not include carbides having an equivalent circle diameter of more than 5.0 ⁇ m in each range of the equivalent circle diameter of the carbides (horizontal axis). It is the graph shown with the number (vertical axis) of the collected carbide.
  • FIG. 4 is a graph showing the hardness at each tempering temperature of an example of a cold tool produced by quenching the cold tool materials of the present invention and the comparative example and then tempering at a low temperature (100 to 300 ° C.).
  • FIG. 3 is a graph showing the hardness at each tempering temperature of an example of a cold tool produced by quenching the cold tool materials of the present invention and the comparative example and then tempering at a high temperature (450 to 560 ° C.).
  • the cold tool material of the present invention has a structure containing carbide and is used after being quenched and tempered.
  • the cold tool material of the present invention has carbide in its structure in order to maintain high hardness at a wide range of tempering temperatures when quenching and tempering is performed.
  • tissue is an annealing structure
  • An annealed structure is a structure obtained by an annealing process (for example, an annealing process at 750 to 900 ° C.), preferably a structure whose hardness is softened to, for example, about 150 to 255 HBW in Brinell hardness. is there.
  • this annealed structure usually contains carbide formed by combining C and Cr, Mo, W, V, or the like. These carbides include “undissolved carbide” that does not dissolve in the matrix by quenching in the next step, and “solid solution carbide” that dissolves in the matrix by quenching in the next step.
  • the cold tool material of the present invention is, by mass%, C: 0.65 to 2.40%, Cr: 5.0 to 15.0%, and Mo and W are singly or in combination (Mo + 1 / 2W) ): 0.50 to 4.00%, V: 0.10 to 1.50%, N: More than 0.0300% and 0.0800% or less, and steel components that can be adjusted to a martensite structure by quenching It has a composition.
  • Cold tool materials are usually steel ingots or steel slabs that have been processed into pieces, and are subjected to various hot workings and heat treatments to obtain predetermined steel materials, which are then annealed. To finish the block shape.
  • tissue by quenching and tempering is conventionally used for the cold tool material.
  • the martensite structure is a structure necessary for basing the absolute mechanical characteristics of various cold tools.
  • various cold tool steels are typical.
  • Cold tool steel is used in an environment where the surface temperature is approximately 200 ° C. or less.
  • standard steel types in “Alloy Tool Steels” of JIS-G-4404, and other proposed steels can be representatively applied.
  • element types other than those defined in the cold tool steel can be added as necessary.
  • hardness stability effect is that the structure of the cold tool material is quenched and tempered to express a martensite structure. If it is a material to be used, it can be achieved by satisfying the requirement (3) described later, and preferably satisfying the requirement (4). And, in order to obtain the hardness stability effect of the present invention at a high level, among the component compositions of steel expressing the martensite structure, C and C that contribute to the improvement of the “absolute value” of the hardness of the cold tool In addition to the contents of Cr, Mo, W, and V carbide forming elements, it is effective to determine the content of N (nitrogen).
  • C 0.65 to 2.40% by mass (hereinafter simply expressed as “%”)
  • C is a basic element of a cold tool material that partly dissolves in the base to impart hardness to the base and partly forms carbides to improve wear resistance and seizure resistance.
  • C dissolved as interstitial atoms when added together with substitutional atoms having a high affinity with C, such as Cr, has an I (interstitial atom) -S (substitutional atom) effect (the drag resistance of solute atoms).
  • I interstitial atom
  • S substitutional atom
  • it is 0.80% or more. More preferably, it is 1.00% or more. More preferably, it is 1.30% or more. Further, it is preferably 2.10% or less. More preferably, it is 1.80% or less. More preferably, it
  • ⁇ Cr 5.0-15.0% Cr is an element that enhances hardenability. In addition, it is an element that forms carbides and has an effect of improving wear resistance. And it is a basic element of a cold tool material which also contributes to the improvement of temper softening resistance. However, excessive addition forms coarse undissolved carbides and causes a decrease in toughness. Therefore, the content is set to 5.0 to 15.0%. Preferably, it is 14.0% or less. More preferably, it is 13.0% or less. Moreover, Preferably it is 7.0% or more. More preferably, it is 9.0% or more. More preferably, it is 10.0% or more.
  • Mo and W are single or composite (Mo + 1 / 2W): 0.50 to 4.00% Mo and W are elements that impart strength to the cold tool by precipitating or agglomerating fine carbides by tempering. Mo and W can be added alone or in combination. And since the addition amount in this case is about twice the atomic weight of Mo, it can be specified together by the Mo equivalent defined by the formula of (Mo + 1 / 2W). Or both can be added together). And in order to acquire an above-described effect, it is set as 0.50% or more of the value of (Mo + 1 / 2W). Preferably, it is 0.60% or more.
  • the value of (Mo + 1 / 2W) is 4.00% or less.
  • it is 3.00% or less. More preferably, it is 2.00% or less. More preferably, it is 1.50% or less. Particularly preferably, it is 1.00% or less.
  • V 0.10 to 1.50%
  • V has the effect of forming carbides and improving the strength of the base, wear resistance, and temper softening resistance.
  • tissue works as a "pinning particle
  • V is set to 0.10% or more.
  • it is 0.20% or more. More preferably, it is 0.40% or more.
  • 0.60% or more of V can also be added to contribute to the solid solution carbide described later. However, if it is too much, machinability and toughness decrease due to an increase in the carbide itself are caused, so the content is made 1.50% or less.
  • it is 1.00% or less. More preferably, it is 0.90% or less.
  • N more than 0.0300% and 0.0800% or less.
  • N is added together with a substitutional atom having a high affinity with N such as Cr and V, fine carbide or carbonitride is precipitated, It is an element that enhances wear resistance and seizure resistance.
  • excessive addition causes a decrease in toughness due to an increase in coarse nitrides or carbonitrides. Therefore, it exceeds 0.0300% and is made into 0.0800% or less.
  • it is 0.0310% or more. More preferably, it is 0.0320% or more. More preferably, it is 0.0330% or more. Particularly preferably, it is 0.0340% or more.
  • it is 0.0700% or less. More preferably, it is 0.0600% or less. More preferably, it is 0.0500% or less. Particularly preferably, it is 0.0400% or less.
  • the component composition of the cold tool material of the present invention can be the component composition of steel containing the above-described element species. Moreover, it can be set as the component composition which contains the above-mentioned element seed
  • -Si: 2.00% or less Si is a deoxidizer during steelmaking, but if it is too much, the hardenability decreases. Moreover, the toughness of the cold tool after quenching and tempering is reduced. Therefore, it is preferable to set it as 2.00% or less. More preferably, it is 1.50% or less. More preferably, it is 0.80% or less.
  • Si has an effect of increasing the hardness of the cold tool by dissolving in the tool structure. In order to acquire this effect, containing 0.10% or more is preferable. More preferably, it is 0.30% or more.
  • Mn is an austenite forming element and has an effect of improving hardenability. Moreover, since it exists as MnS of a nonmetallic inclusion, there is a great effect in improving machinability. In order to obtain these effects, the content is preferably 0.10% or more. More preferably, it is 0.20% or more.
  • P is an element which can be inevitably contained in various cold tool materials, without adding normally. It is an element that segregates at the prior austenite grain boundaries during heat treatment such as tempering and embrittles the grain boundaries. Therefore, in order to improve the toughness of the cold tool, it is preferable to restrict the P content to 0.050% or less, including when it is added. More preferably, it is 0.030% or less.
  • S is an element which can be inevitably contained in various cold tool materials, usually without addition. And it is an element which degrades hot workability at the time of the raw material before hot working, and causes a crack during hot working. Therefore, in order to improve the hot workability at the time of raw material, it is preferable to regulate the S content to 0.0500% or less. More preferably, it is 0.0300% or less. More preferably, it is less than 0.0100%.
  • S has an effect of improving machinability by being combined with the above Mn and existing as MnS of non-metallic inclusions. In order to obtain this effect, the S content may exceed 0.0300%.
  • Ni is an element that increases the viscosity of the base and lowers the machinability. Therefore, the Ni content is preferably 1.00% or less. More preferably, it is 0.80% or less. More preferably, it is less than 0.50%. Particularly preferably, it is less than 0.30%. This Ni of less than 0.30% is also a preferable upper limit of regulation when the component composition of the cold tool material of the present invention contains Ni as an impurity (including the case where the Ni content is "0%"). ). On the other hand, Ni is an element that suppresses the formation of ferrite in the tool structure.
  • the Ni content is preferably 0.10% or more with the upper limit being 1.00%. More preferably, it is 0.30% or more.
  • Nb causes a decrease in machinability, so it is preferable to be 1.50% or less. More preferably, it is 1.00% or less. More preferably, it is 0.90% or less. Particularly preferably, it is less than 0.30%.
  • This Nb of less than 0.30% is also a preferable upper limit of regulation when the component composition of the cold tool material of the present invention contains Nb as an impurity (including the case where the Nb content is "0%"). ).
  • Nb has the effect of forming carbides and improving the reinforcement of the base and the wear resistance. In addition to increasing the temper softening resistance, similarly to V, it suppresses the coarsening of crystal grains and contributes to the improvement of toughness. Therefore, Nb may be added as necessary.
  • the Nb content is preferably 0.10% or more with the upper limit being 1.50%. More preferably, it is 0.30% or more.
  • Cu, Al, Ti, Ca, Mg, and O are elements that may remain in steel as inevitable impurities.
  • these elements are preferably as low as possible.
  • these elements may contain a small amount in order to obtain additional effects such as the control of the form of inclusions, other mechanical properties, and the improvement of production efficiency.
  • Cu ⁇ 0.25%, Al ⁇ 0.25%, Ti ⁇ 0.0300%, Ca ⁇ 0.0100%, Mg ⁇ 0.0100%, and O ⁇ 0.0100% are sufficient. This is a preferable upper limit of regulation of the present invention.
  • Al is an element useful as a deoxidizer during steelmaking.
  • AlN aluminum nitride
  • the surface of the cold tool material is “electric discharge machined”.
  • the AlN inclusion is a substance that is difficult to conduct electricity. Therefore, if there are coarse and a large amount of AlN inclusions in the cold tool material, abnormal discharge or the like occurs in the portion where these AlN inclusions exist during electric discharge machining, and the electric discharge machining skin. May be significantly reduced, resulting in deterioration of electrical discharge machining.
  • the effect of N of the present invention to be originally obtained may be reduced by fixing N as AlN inclusions. Therefore, the Al content is more preferably less than 0.01%. More preferably, it is 0.008% or less. More preferably, it is 0.006% or less. Particularly preferably, the content is 0.004% or less. Note that the lower limit is preferably set to 0.0005% or more. More preferably, it is 0.0008% or more. More preferably, it is 0.001% or more.
  • the cold tool material of the present invention has a cross-sectional structure with a circle-equivalent diameter of more than 0.1 ⁇ m in a region of 90 ⁇ m in length and 90 ⁇ m in width not including carbides with an equivalent circle diameter of more than 5.0 ⁇ m.
  • the number density of carbide A having a diameter of 0.0 ⁇ m or less is 9.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or more
  • the number density of carbide B having a circle equivalent diameter of more than 0.1 ⁇ m but not more than 0.4 ⁇ m is 7.5 ⁇ 10 5 / mm 2 or more.
  • Cold tool materials are usually steel ingots or steel slabs that have been processed into pieces, and are subjected to various hot workings and heat treatments to obtain predetermined steel materials, which are then annealed. To finish the block shape. At this time, the steel ingot is generally obtained by casting molten steel adjusted to a predetermined component composition. Therefore, in the cast structure of the steel ingot, due to the difference in the solidification start time, etc. (due to the dendrite growth behavior), the part where large carbides gather and the part where small carbides gather compared thereto (So-called “negative segregation” sites).
  • the above-mentioned carbide aggregate is extended in the hot working drawing direction (that is, the length direction of the material) and in the vertical direction (that is, the material). In the thickness direction).
  • the distribution of carbides described above is a layer composed of large carbides and a layer composed of small carbides. This is a substantially striped state (see FIG. 1).
  • the “lightly colored dispersion”, which is observed in the dark base and extends in a streak-like manner, is the carbide.
  • large carbides function exclusively as “insoluble carbides”, do not dissolve in the base during quenching, and remain in the structure after quenching and tempering, and wear resistance of the cold tool. It contributes to the improvement.
  • small carbides function as “solid solution carbides” and are easily dissolved in the base during quenching.
  • dissolved in the base increases the amount of the solid solution carbon in the base after quenching and tempering, and improves the hardness of a cold tool.
  • a carbide having an equivalent circle diameter exceeding 5.0 ⁇ m is treated as an undissolved carbide, so that the equivalent solid diameter is 5.0 ⁇ m or less.
  • the amount of solute carbon in the structure should be increased overall without unevenness. Can do. As a result, the absolute value of hardness can be raised and high hardness can be maintained even if the tempering temperature is changed.
  • the number of carbides A having an equivalent circle diameter of 2.0 ⁇ m or less included in this region is increased.
  • increasing the number of carbide B having an equivalent circle diameter of 0.4 ⁇ m or less is effective in achieving the “hardness stability effect” of the present invention.
  • the number density of carbide A having an equivalent circle diameter exceeding 0.1 ⁇ m and not more than 2.0 ⁇ m is 9.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or more.
  • the number density of the carbide B having an equivalent circle diameter of more than 0.1 ⁇ m and 0.4 ⁇ m or less is 7.5 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or more. Effect "can be achieved.
  • the reason why the lower limit of the equivalent circle diameter was set to 0.1 ⁇ m is because the specification of the carbide of 0.1 ⁇ m or less may lack accuracy in measurement.
  • the number density of the carbide A is more preferably 9.5 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or more. More preferably, it is 10.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or more.
  • the number density of the carbide B is more preferably 8.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or more. More preferably, it is 8.5 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or more. Particularly preferably, it is 9.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or more. At this time, the number density of the carbide B does not exceed the number density of the carbide A.
  • An upper limit is not particularly required for the number density of the carbides A and B. However, the upper limit of the number density of the carbide A is about 20.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 , and the upper limit of the number density of the carbide B is about 19.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2. is there. And the relationship that the ratio of the number of the carbide
  • the ratio of the number of carbides B to the number of carbides A in the above-described region of 90 ⁇ m in length and 90 ⁇ m in width exceeds 60.0%.
  • the fine carbides A and B distributed in the region not including the carbide having an equivalent circle diameter of more than 5.0 ⁇ m have a smaller equivalent circle diameter (that is, more solid) among these carbides.
  • carbonized_material A a value exceeding 60.0%. And preferably, it is 65.0% or more. More preferably, it is 70.0% or more. More preferably, it is 80.0% or more. Moreover, about this ratio, although an upper limit is not especially required, 95.0% or less is realistic.
  • the cross-sectional structure of the cold tool material is observed with an optical microscope with a magnification of 200 times, for example.
  • the cross-section to be observed can be the central part of the cold tool material that constitutes the cold tool.
  • the cross section to be observed is a cross section parallel to the drawing direction of hot working (that is, the length direction of the material), and more specifically, in the parallel cross section, the TD direction (Transverse Direction).
  • TD cross section A cross section perpendicular to the direction perpendicular to the stretching direction.
  • the TD cross section is defined as a cross section parallel to the axis of the cylinder. And in this cross section, it can be set as the cross section which grind
  • FIG. 1 (“Cold tool material 1” of the example of the present invention evaluated in Examples) shows an example of the cold tool material of the present invention at a magnification of 200 times of the cross-sectional structure obtained in the above-described manner. It is an optical micrograph (viewing area 0.58 mm ⁇ 2 >).
  • carbonized_material whose circular equivalent diameter exceeds 5.0 micrometers is extracted from said cross-sectional structure
  • a large carbide having an equivalent circle diameter exceeding 5.0 ⁇ m can be easily confirmed from the field of view of the optical microscope (see FIG. 1).
  • the confirmed equivalent circle diameter of the carbide can be obtained by known image analysis software or the like.
  • FIG. 2 is an element mapping image of C obtained in the above-described manner in the area of the encircled portion shown by the solid line in FIG. 1 (viewing area 30 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m).
  • FIG. 3 is a figure which shows the carbide
  • the element mapping image collected from the above-mentioned 90 ⁇ m vertical 90 ⁇ m region is one image and has an area of 30 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m. Yes (number of pixels: 530 ⁇ 530). And the collection position of this element mapping image should just be selected arbitrarily from the area
  • the structure of the cold tool material of the present invention can be achieved by appropriately managing the progress of the solidification process in the production stage of the steel ingot as the starting material. For example, it is important to adjust the “molten steel temperature” just before pouring into the mold.
  • By managing the temperature of the molten steel at a low level for example, by managing it within the temperature range up to around the melting point of the cold tool material + 100 ° C., locality of the molten steel due to the difference in the solidification start timing at each position in the mold Concentration can be reduced and carbide coarsening due to dendrite growth can be suppressed.
  • the molten steel poured into the mold is cooled so that it quickly passes through the solid-liquid phase coexistence region, for example, the cooling time is within 60 minutes. It is possible to suppress the coarsening of the carbide.
  • the number of fine carbides in the cold tool material of the present invention can be further increased by controlling the cooling step of the steel ingot after the solidification is completed. it can.
  • These fine carbides are deposited in the above-mentioned negative segregation region, that is, in the dendrite of the steel ingot after solidification is completed. Therefore, by increasing the cooling rate in the precipitation temperature range after the solidification is completed, the number of nucleation related to the precipitation is increased, and an increase in fine carbides can be achieved.
  • this precipitation temperature range is from “the solidification completion temperature of molten steel (usually lower than the above-mentioned“ melting point ”) at which carbide is stably precipitated to approximately 800 ° C. "Temperature range”. Therefore, for example, by setting the temperature range from the solidification completion temperature of molten steel to 800 ° C. within a cooling time of 70 minutes, it is effective to further increase the number of fine carbides.
  • the manufacturing method of the cold tool of this invention performs hardening and tempering to the cold tool material of this invention mentioned above.
  • the above-described cold tool material of the present invention is adjusted to a martensite structure having a predetermined hardness by quenching and tempering, and is prepared into a cold tool product.
  • the cold tool material is then adjusted to the shape of the cold tool by various machining such as cutting, drilling, and electric discharge machining.
  • the timing of this machining is preferably performed in a state where the hardness of the material is low (for example, in an annealed state) before quenching and tempering. Further, in this case, finishing machining may be performed after quenching and tempering.
  • the pre-hardened steel after quenching and tempering may be machined into the shape of a cold tool together with the finishing machining described above.
  • the quenching temperature is preferably about 950 to 1100 ° C.
  • the tempering temperature is preferably about 150 to 600 ° C.
  • the quenching temperature is about 1000 to 1050 ° C.
  • the tempering temperature is about 180 to 540 ° C.
  • the quenching and tempering hardness is preferably 58 HRC or more. More preferably, it is 60 HRC or more.
  • this quenching tempering hardness although an upper limit in particular is not required, below 66HRC is realistic.
  • Molten steel (melting point: about 1400 ° C., solidification completion temperature: about 1200 ° C.) adjusted to a predetermined component composition was cast to prepare materials 1 to 3 having the component compositions shown in Table 1.
  • the temperature of the molten steel of the raw materials 1 to 3 was adjusted to 1500 ° C. before pouring into the mold.
  • the cooling time in the coexistence region of the solid phase and the liquid phase is set to the materials 1, 2:28 minutes, the material 3: 168 minutes.
  • the cooling time in the temperature range from the solidification completion temperature to 800 ° C.
  • the materials 1 to 3 are cold tool steel SKD10 which is a standard steel type of JIS-G-4404.
  • SKD10 cold tool steel
  • Cu, Al, Ti, Ca, Mg, and O are not added (including the case where Al is added as a deoxidizer in the melting step), Cu ⁇ 0.25% Al ⁇ 0.25%, Ti ⁇ 0.0300%, Ca ⁇ 0.0100%, Mg ⁇ 0.0100%, and O ⁇ 0.0100%.
  • the Al content of the materials 1 to 3 was 0.002%.
  • these materials are heated to 1160 ° C. to perform hot working, and after hot working, the materials are allowed to cool, and the steel materials 1 to 3 having the dimensions shown in Table 2 corresponding to the materials 1 to 3 in this order. (In each steel material of Table 2, the length direction is the extending direction of hot working). These steel materials were annealed at 860 ° C. to produce cold tool materials 1 to 3 corresponding to the order of steel materials 1 to 3 (hardness 240 HBW).
  • TD cross section of the center of the cold tool materials 1 to 3 parallel to the hot working drawing direction that is, the length direction of the material.
  • a cut surface having a cross-sectional area of 15 mm ⁇ 15 mm was taken from a TD cross section at a position where only a diameter of / 4 was included, and the cut surface was polished into a mirror surface using diamond slurry and colloidal silica.
  • three regions each having a length of 90 ⁇ m and a width of 90 ⁇ m not containing carbides having an equivalent circle diameter of more than 5.0 ⁇ m were extracted from the polished cut surface structure.
  • region of the cold tool material 1 is shown (enclosed part by a continuous line).
  • the number of B and the ratio of the number of carbides B to the number of carbides A were determined.
  • open source image processing software ImageJ http://imageJ.nih.gov/ij/) provided by the National Institutes of Health (NIH) ) was used.
  • FIG. 2 shows an element mapping image of C in the above-described region of the cold tool material 1.
  • FIG. 3 shows an image obtained by binarizing the element mapping image of FIG. 2 with a threshold value of C detection intensity of 50 counts (cps).
  • FIG. 4 shows the number of carbides (vertical axis) of the cold tool materials 1 to 3 obtained in total in the three extracted regions for each range of the equivalent circle diameter of the carbides (horizontal axis). The figure plotted collectively is shown.
  • the above-mentioned region extracted with the cold tool materials 1 to 3 did not contain “carbide having an equivalent circle diameter exceeding 5.0 ⁇ m”.
  • Cold tool materials 1 to 3 after observing the cross-sectional structure were quenched from 1020 ° C. and tempered from 100 to 540 ° C. to have a martensite structure corresponding to the order of cold tool materials 1 to 3.
  • Cold tools 1 to 3 were obtained.
  • the tempering temperature was 10 conditions in total: low temperature tempering conditions of 100 ° C., 200 ° C. and 300 ° C., and high temperature tempering conditions of 450 ° C., 480 ° C., 490 ° C., 500 ° C., 510 ° C., 520 ° C. and 540 ° C.
  • Each of the cold tools 1 to 3 was subjected to the Rockwell hardness test (C scale) of the TD cross section at each tempering temperature.
  • the hardness was measured at five points for each sample, and the average value was obtained. Then, the obtained hardness and the dependence of this hardness on the tempering temperature (hardness stability) were evaluated. The results are shown in FIG. 5 (low temperature tempering conditions) and FIG. 6 (high temperature tempering conditions).
  • the cold tools 1 and 2 according to the example of the present invention are the cold tools of the comparative example when either low temperature tempering (100 to 300 ° C.) or high temperature tempering (450 to 540 ° C.) is performed.
  • the hardness was high over a wide temperature range.
  • the high hardness of 60 HRC or more required for cold tools could not be achieved with any of the applied tempering temperatures in the cold tool 3 of the comparative example.
  • the temperature was surely achieved in the tempering temperature range of about 490 to 500 ° C.
  • 60HRC or more was achieved and maintained in a wide tempering temperature range of 450 to 510 ° C.
  • the cold tools 1 and 2 of the example of the present invention achieved high hardness of 60 HRC or more under two conditions of 200 ° C. and 500 ° C. which are standard tempering temperatures of the cold tool steel SKD10.
  • Molten steel (melting point: about 1420 ° C., solidification completion temperature: about 1200 ° C.) adjusted to a predetermined component composition was cast to prepare materials 4 and 5 having the component compositions shown in Table 4.
  • the temperature of the molten steel of the raw materials 4 and 5 was adjusted to 1520 ° C. before pouring into the mold.
  • the cooling time in the coexistence region of the solid phase and the liquid phase is set to 4:22 minutes for the material and 5: 183 minutes for the material. It was.
  • the cooling time in the temperature range from the solidification completion temperature to 800 ° C.
  • these materials are heated to 1100 ° C. to perform hot working, and after hot working, the materials are allowed to cool, and the steel materials 4, 5 having the dimensions shown in Table 5 corresponding to the order of the materials 4, 5 are used. (In each steel material of Table 5, the length direction is the extending direction of hot working). And these steel materials were annealed at 860 ° C. to produce cold tool materials 4 and 5 corresponding to the order of the steel materials 4 and 5 (hardness 248 HBW).
  • Example 2 the number of carbides A and B obtained in the 30 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m section was totaled in the extracted three regions for each of the above-mentioned individual regions, and the cold tool material 4
  • the number of carbides A and B was 5, and the number density of carbides A and B and the number ratio of carbides A and B were determined from these values.
  • Table 6 the number of carbides (vertical axis) of the cold tool materials 4 and 5 calculated in total in the three extracted regions is shown for each range of the equivalent circle diameter of the carbides (horizontal axis). The figure plotted collectively is shown.
  • the above-mentioned region extracted with the cold tool materials 4 and 5 did not contain “carbide having an equivalent circle diameter exceeding 5.0 ⁇ m”.
  • the cold tool materials 4 and 5 after observing the cross-sectional structure were quenched from 1070 ° C. and tempered at 100 to 540 ° C. to have a martensite structure corresponding to the cold tool materials 4 and 5 in this order.
  • Cold tools 4 and 5 were obtained.
  • the tempering temperature was 10 conditions in total: low temperature tempering conditions of 100 ° C., 200 ° C., 300 ° C., and high temperature tempering conditions of 450 ° C., 500 ° C., 520 ° C., 530 ° C., 540 ° C., 550 ° C., 560 ° C.
  • the Rockwell hardness test (C scale) of the TD cross section was implemented for every tempering temperature.
  • the hardness was measured at five points for each sample, and the average value was obtained. Then, the obtained hardness and the dependence of this hardness on the tempering temperature (hardness stability) were evaluated. The results are shown in FIG. 8 (low temperature tempering conditions) and FIG. 9 (high temperature tempering conditions).
  • the cold tool 4 according to the example of the present invention is the same as the cold tool 5 of the comparative example, regardless of whether low temperature tempering (100 to 300 ° C.) or high temperature tempering (450 to 560 ° C.) is performed.
  • the hardness was high over a wide temperature range.
  • the high temperature tempering the high hardness of 60 HRC or more required for the cold tool can be reliably achieved and maintained in the cold tool 4 in the range of the tempering temperature of 500 ° C. or more.
  • the cold tool 4 of the present invention example achieved a high hardness of 65 HRC at a tempering temperature of 540 ° C.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

広範囲の焼戻し温度で高硬度が得られる冷間工具材料と、それを用いた冷間工具の製造方法を提供する。　質量％で、Ｃ：０．６５～２．４０％、Ｃｒ：５．０～１５．０％、ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．５０～４．００％、Ｖ：０．１０～１．５０％、Ｎ：０．０３００％を超えて０．０８００％以下を含み、焼入れによってマルテンサイト組織に調整できる鋼の成分組成を有し、 断面の組織の、円相当径が５．０μｍを超える炭化物を含まない縦９０μｍ横９０μｍの領域において、円相当径が０．１μｍを超えて２．０μｍ以下の炭化物Ａの個数密度が９．０×１０５個／ｍｍ２以上、円相当径が０．１μｍを超えて０．４μｍ以下の炭化物Ｂの個数密度が７．５×１０５個／ｍｍ２以上の冷間工具材料である。　そして、上記の冷間工具材料に、焼入れ焼戻しを行う冷間工具の製造方法である。

Description

冷間工具材料および冷間工具の製造方法
　本発明は、プレス金型や鍛造金型、転造ダイス、金属刃物といった多種の冷間工具に最適な冷間工具材料と、それを用いた冷間工具の製造方法に関するものである。
　冷間工具は、硬質の被加工材と接触しながら使用されるため、その接触に耐え得る硬度を備えている必要がある。そして、従来、冷間工具材料には、例えばＪＩＳ鋼種であるＳＫＤ１０やＳＫＤ１１系の合金工具鋼が用いられていた（非特許文献１）。また、更なる硬度向上の要求に応えて、上記の合金工具鋼の成分組成を改良した合金工具鋼が提案されている（特許文献１）。
　冷間工具材料は、通常、鋼塊または鋼塊を分塊加工した鋼片でなる素材を出発材料として、これに様々な熱間加工や熱処理を行って所定の鋼材とし、この鋼材に焼鈍処理を行って仕上げられる。そして、冷間工具材料は、通常、硬度の低い焼鈍状態で、冷間工具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冷間工具材料は、冷間工具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度に調整される。そして、この使用硬度に調整された後に、仕上げの機械加工を行うことが一般的である。また、場合によっては、焼鈍状態の冷間工具材料に、先に焼入れ焼戻しを行ってから、上記の仕上げの機械加工も合わせて、冷間工具の形状に機械加工されることもある。焼入れとは、冷間工具材料を（または、機械加工された後の冷間工具材料を）オーステナイト温度域にまで加熱し、これを急冷することで、組織をマルテンサイト変態させる作業である。よって、冷間工具材料の成分組成は、焼入れによってマルテンサイト組織に調整できるものとなっている。
　ところで、冷間工具の硬度は、焼入れ時のマルテンサイト組織を適当に操作しておくことで、向上できることが知られている。例えば、焼入れ時の基地（マトリックス）中の残留オーステナイト量を適度に調整する手法（特許文献２）や、焼入れ時の基地中に固溶しているＣｒ量やＭｏ量を適度に調整する手法（特許文献３、４）が提案されている。
特開平０５－１５６４０７号公報 特開２０００－７３１４２号公報 特開２００５－３２５４０７号公報 特開２０１４－１４５１００号公報
「ＪＩＳ－Ｇ－４４０４（２００６）合金工具鋼鋼材」、ＪＩＳハンドブック（１）鉄鋼Ｉ，一般財団法人日本規格協会，２０１３年１月２３日，ｐ．１６５２－１６６３
　特許文献２～４の冷間工具材料に焼入れ焼戻しを行うことで、冷間工具の硬度を向上することができる。しかし、焼戻し温度を変更すると硬度が低下して、広範囲の焼戻し温度で高硬度が得られない場合があった。焼戻し温度は、冷間工具の硬度以外に、熱処理変寸や残留オーステナイト量の調整の点からも決定される。よって、冷間工具材料にとって、広範囲の焼戻し温度で高硬度が得られることは、焼戻し温度の選択範囲を拡張できる点で有効である。
　本発明の目的は、広範囲の焼戻し温度で高硬度が得られる冷間工具材料と、それを用いた冷間工具の製造方法を提供することである。
　本発明は、質量％で、Ｃ：０．６５～２．４０％、Ｃｒ：５．０～１５．０％、ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．５０～４．００％、Ｖ：０．１０～１．５０％、Ｎ：０．０３００％を超えて０．０８００％以下を含み、焼入れによってマルテンサイト組織に調整できる鋼の成分組成を有し、
断面の組織の、円相当径が５．０μｍを超える炭化物を含まない縦９０μｍ横９０μｍの領域において、円相当径が０．１μｍを超えて２．０μｍ以下の炭化物Ａの個数密度が９．０×１０５個／ｍｍ２以上であり、円相当径が０．１μｍを超えて０．４μｍ以下の炭化物Ｂの個数密度が７．５×１０５個／ｍｍ２以上である冷間工具材料である。
　好ましくは、上記した鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．６５～２．４０％、Ｃｒ：５．０～１５．０％、ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．５０～４．００％、Ｖ：０．１０～１．５０％、Ｎ：０．０３００％を超えて０．０８００％以下、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５００％以下、Ｎｉ：０～１．００％、Ｎｂ：０～１．５０％を含み、残部がＦｅおよび不純物である冷間工具材料である。
　また、好ましくは、上記した縦９０μｍ横９０μｍの領域において、炭化物Ａの個数に占める、炭化物Ｂの個数の割合が、６５．０％以上である冷間工具材料である。
　そして、本発明は、上記した本発明の冷間工具材料に、焼入れ焼戻しを行う冷間工具の製造方法である。
　本発明によれば、広範囲の焼戻し温度で高硬度が得られる冷間工具材料を提供することができる。
本発明の冷間工具材料の断面組織の一例を示す光学顕微鏡写真である。 本発明の冷間工具材料の断面組織の一例において、円相当径が５．０μｍを超える炭化物を含まない領域をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）で分析したときのＣ（炭素）の元素マッピング画像を示す図である。 図２を、炭化物を形成しているＣ量に基づいて二値化処理した画像を示す図である。 本発明例および比較例の冷間工具材料の断面組織の一例において、円相当径が５．０μｍを超える炭化物を含まない領域の炭化物分布を、炭化物の円相当径の範囲毎（横軸）で纏めた炭化物の個数（縦軸）で示したグラフ図である。 本発明例および比較例の冷間工具材料を焼入れ後、低温（１００～３００℃）で焼戻して作製した冷間工具の一例について、その焼戻し温度毎の硬度を示すグラフ図である。 本発明例および比較例の冷間工具材料を焼入れ後、高温（４５０～５４０℃）で焼戻して作製した冷間工具の一例について、その焼戻し温度毎の硬度を示すグラフ図である。 本発明例および比較例の冷間工具材料の断面組織の一例において、円相当径が５．０μｍを超える炭化物を含まない領域の炭化物分布を、炭化物の円相当径の範囲毎（横軸）で纏めた炭化物の個数（縦軸）で示したグラフ図である。 本発明例および比較例の冷間工具材料を焼入れ後、低温（１００～３００℃）で焼戻して作製した冷間工具の一例について、その焼戻し温度毎の硬度を示すグラフ図である。 本発明例および比較例の冷間工具材料を焼入れ後、高温（４５０～５６０℃）で焼戻して作製した冷間工具の一例について、その焼戻し温度毎の硬度を示すグラフ図である。
　本発明者は、焼入れ焼戻し時の硬度に影響を及ぼす、冷間工具材料の組織中の因子を調査した。その結果、組織中に存在する炭化物の中で、次の焼入れ時に基地中に固溶する“固溶炭化物”の分布状態が、焼入れ焼戻し時の硬度に大きく影響を及ぼしていることを知見した。そして、上記の固溶炭化物の分布状態を調整することで、特定の焼戻し温度によらず、広範囲の焼戻し温度で高硬度を維持できることを見いだし、本発明に到達した。以下に、本発明の各構成要件について説明する。
（１）本発明の冷間工具材料は、炭化物を含む組織を有し、焼入れ焼戻しされて使用されるものである。
　本発明の冷間工具材料は、焼入れ焼戻しを行った際に、広範囲の焼戻し温度で高硬度を維持するために、その組織が炭化物を有している。そして、この組織とは、例えば、焼鈍組織のことである。焼鈍組織とは、焼鈍処理（例えば、７５０～９００℃の焼鈍処理）によって得られる組織のことであり、好ましくは、硬さが、例えば、ブリネル硬さで１５０～２５５ＨＢＷ程度に軟化された組織である。そして、一般的には、フェライト相や、このフェライト相にパーライトやセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）が混合した組織である。また、冷間工具材料の場合、通常、この焼鈍組織には、Ｃと、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ等とが結合してなる炭化物が含まれている。そして、これら炭化物には、次工程の焼入れで基地中に固溶しない“未固溶炭化物”と、次工程の焼入れで基地中に固溶する“固溶炭化物”とがある。
（２）本発明の冷間工具材料は、質量％で、Ｃ：０．６５～２．４０％、Ｃｒ：５．０～１５．０％、ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．５０～４．００％、Ｖ：０．１０～１．５０％、Ｎ：０．０３００％を超えて０．０８００％以下を含み、焼入れによってマルテンサイト組織に調整できる鋼の成分組成を有するものである。
　冷間工具材料は、通常、鋼塊または鋼塊を分塊加工した鋼片でなる素材を出発材料として、これに様々な熱間加工や熱処理を行って所定の鋼材とし、この鋼材に焼鈍処理を施して、ブロック形状に仕上げられる。そして、従来、冷間工具材料に、焼入れ焼戻しによってマルテンサイト組織を発現する素材が用いられていることは、上述の通りである。マルテンサイト組織は、各種の冷間工具の絶対的な機械的特性を基礎付ける上で必要な組織である。このような冷間工具材料の素材として、例えば各種の冷間工具鋼が代表的である。冷間工具鋼は、その表面温度が概ね２００℃以下までの環境下で使用されるものである。そして、これら冷間工具鋼の成分組成には、例えばＪＩＳ－Ｇ－４４０４の「合金工具鋼鋼材」にある規格鋼種や、その他提案されているものを代表的に適用できる。また、上記の冷間工具鋼に規定される以外の元素種も、必要に応じて添加が可能である。
　そして、本発明の“広範囲の焼戻し温度で高硬度が得られる”という効果（以下、「硬度の安定性効果」と言う）は、冷間工具材料の組織が焼入れ焼戻しされてマルテンサイト組織を発現する素材であるならば、あとは、この組織が後述する（３）の要件を満たすことで、好ましくは、これに（４）の要件も満たすことで、達成が可能である。そして、本発明の硬度の安定性効果を高いレベルで得るためには、マルテンサイト組織を発現する鋼の成分組成のうちで、冷間工具の硬度の「絶対値」の向上に寄与するＣおよびＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖの炭化物形成元素の含有量に加えて、更には、Ｎ（窒素）の含有量を決めておくことが効果的である。具体的には、質量％で、Ｃ：０．６５～２．４０％、Ｃｒ：５．０～１５．０％、ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．５０～４．００％、Ｖ：０．１０～１．５０％、Ｎ：０．０３００％を超えて０．０８００％以下を含む鋼の成分組成である。
　冷間工具の硬度の絶対値を上げておくことで、これに本発明の硬度の安定性効果が相乗的に作用して、「高硬度」と「安定した硬度」という二つの面で機械的特性に優れた冷間工具を得ることができる。本発明の冷間工具材料の成分組成を構成する各種元素について、以下の通りである。
・Ｃ：０．６５～２．４０質量％（以下、単に「％」と表記）
　Ｃは、一部が基地中に固溶して基地に硬度を付与し、一部は炭化物を形成することで耐摩耗性や耐焼付き性を高める、冷間工具材料の基本元素である。また、侵入型原子として固溶したＣは、ＣｒなどのＣと親和性の大きい置換型原子と共に添加した場合に、Ｉ（侵入型原子）－Ｓ（置換型原子）効果（溶質原子の引きずり抵抗として作用し、冷間工具を高強度化する作用）も期待される。但し、過度の添加は、未固溶炭化物の過度の増加による靭性の低下を招く。よって、０．６５～２．４０％とする。好ましくは、０．８０％以上である。より好ましくは、１．００％以上である。さらに好ましくは、１．３０％以上である。また、好ましくは、２．１０％以下である。より好ましくは、１．８０％以下である。さらに好ましくは、１．６０％以下である。
・Ｃｒ：５．０～１５．０％
　Ｃｒは、焼入性を高める元素である。また、炭化物を形成して、耐摩耗性の向上に効果を有する元素である。そして、焼戻し軟化抵抗の向上にも寄与する、冷間工具材料の基本元素である。但し、過度の添加は、粗大な未固溶炭化物を形成して靱性の低下を招く。よって、５．０～１５．０％とする。好ましくは、１４．０％以下である。より好ましくは、１３．０％以下である。また、好ましくは、７．０％以上である。より好ましくは、９．０％以上である。さらに好ましくは、１０．０％以上である。
・ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．５０～４．００％
　ＭｏおよびＷは、焼戻しにより微細炭化物を析出または凝集させて、冷間工具に強度を付与する元素である。ＭｏおよびＷは、単独または複合で添加できる。そして、この際の添加量は、ＷがＭｏの約２倍の原子量であることから、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の式で定義されるＭｏ当量で一緒に規定できる（当然、いずれか一方のみの添加としても良いし、双方を共に添加することもできる）。そして、上記した効果を得るためには、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の値で０．５０％以上の添加とする。好ましくは、０．６０％以上である。但し、多過ぎると被削性や靭性の低下を招くので、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の値で４．００％以下とする。好ましくは、３．００％以下である。より好ましくは、２．００％以下である。さらに好ましくは、１．５０％以下である。特に好ましくは、１．００％以下である。
・Ｖ：０．１０～１．５０％
　Ｖは、炭化物を形成して、基地の強化や耐摩耗性、焼戻し軟化抵抗を向上する効果を有する。そして、組織中に分布したＶの炭化物は、焼入れ加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する“ピン止め粒子”として働き、靭性の向上にも寄与する。これらの効果を得るために、Ｖは０．１０％以上とする。好ましくは、０．２０％以上である。より好ましくは、０．４０％以上である。そして、本発明の場合、後述する固溶炭化物としても寄与させるべく、０．６０％以上のＶを添加することもできる。但し、多過ぎると被削性や、炭化物自身の増加による靭性の低下を招くので、１．５０％以下とする。好ましくは１．００％以下である。より好ましくは、０．９０％以下である。
・Ｎ：０．０３００％を超えて０．０８００％以下
　Ｎは、Ｃｒ、ＶなどのＮと親和性の大きい置換型原子と共に添加した場合に、微細な炭化物あるいは炭窒化物を析出させて、耐摩耗性や耐焼付き性を高める元素である。但し、過度の添加は、粗大な窒化物あるいは炭窒化物の増加による靭性の低下を招く。よって、０．０３００％を超えて０．０８００％以下とする。好ましくは、０．０３１０％以上である。より好ましくは、０．０３２０％以上である。さらに好ましくは、０．０３３０％以上である。特に好ましくは、０．０３４０％以上である。また、好ましくは、０．０７００％以下である。より好ましくは、０．０６００％以下である。さらに好ましくは、０．０５００％以下である。特に好ましくは、０．０４００％以下である。
　本発明の冷間工具材料の成分組成は、上記した元素種を含んだ鋼の成分組成とすることができる。また、上記した元素種を含み、残部をＦｅおよび不純物とした成分組成とすることができる。そして、上記した元素種の他には、下記の元素種の１つまたは２つ以上の含有も可能である。
・Ｓｉ：２．００％以下
　Ｓｉは、製鋼時の脱酸剤であるが、多過ぎると焼入性が低下する。また、焼入れ焼戻し後の冷間工具の靱性が低下する。よって、２．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、１．５０％以下である。さらに好ましくは、０．８０％以下である。一方、Ｓｉには、工具組織中に固溶して、冷間工具の硬度を高める効果がある。この効果を得るためには、０．１０％以上の含有が好ましい。より好ましくは、０．３０％以上である。
・Ｍｎ：１．５０％以下
　Ｍｎは、多過ぎると基地の粘さを上げて、材料の被削性を低下させる。よって、１．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、１．００％以下である。さらに好ましくは、０．７０％以下である。一方、Ｍｎは、オーステナイト形成元素であり、焼入性を高める効果を有する。また、非金属介在物のＭｎＳとして存在することで、被削性の向上に大きな効果がある。これらの効果を得るためには、０．１０％以上の含有が好ましい。より好ましくは、０．２０％以上である。
・Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐは、通常、添加を行わなくても、各種の冷間工具材料に不可避的に含まれ得る元素である。そして、焼戻しなど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、冷間工具の靭性を向上するためには、添加する場合も含めて、Ｐの含有量を０．０５０％以下に規制することが好ましい。より好ましくは、０．０３０％以下である。
・Ｓ：０．０５００％以下
　Ｓは、通常、添加を行わなくても、各種の冷間工具材料に不可避的に含まれ得る元素である。そして、熱間加工前の素材時において熱間加工性を劣化させ、熱間加工中に割れを生じさせる元素である。したがって、素材時における熱間加工性を向上するために、Ｓの含有量を０．０５００％以下に規制することが好ましい。より好ましくは、０．０３００％以下である。さらに好ましくは、０．０１００％未満である。
　一方、Ｓには、上記のＭｎと結合して、非金属介在物のＭｎＳとして存在することで、被削性を向上する効果がある。この効果を得るためには、Ｓの含有量は０．０３００％を超えてもよい。
・Ｎｉ：０～１．００％
　Ｎｉは、基地の粘さを上げて被削性を低下させる元素である。よって、Ｎｉの含有量は１．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．８０％以下である。さらに好ましくは、０．５０％未満である。特に好ましくは、０．３０％未満である。この０．３０％未満のＮｉは、本発明の冷間工具材料の成分組成がＮｉを不純物として含有する場合の、好ましい規制上限でもある（Ｎｉの含有量が「０％」であるときを含む）。
　一方、Ｎｉは、工具組織中のフェライトの生成を抑制する元素である。また、冷間工具材料に優れた焼入性を付与し、焼入れ時の冷却速度が緩やかな場合でもマルテンサイト主体の組織を形成して、靭性の低下を防ぐことのできる効果的元素である。さらに、基地の本質的な靭性も改善するので、本発明では必要に応じて添加してもよい。これらの効果を得たい場合、Ｎｉの含有量は、上記した１．００％を上限として、０．１０％以上の含有量が好ましい。より好ましくは、０．３０％以上である。
・Ｎｂ：０～１．５０％
　Ｎｂは、被削性の低下を招くので、１．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、１．００％以下である。さらに好ましくは、０．９０％以下である。特に好ましくは、０．３０％未満である。この０．３０％未満のＮｂは、本発明の冷間工具材料の成分組成がＮｂを不純物として含有する場合の、好ましい規制上限でもある（Ｎｂの含有量が「０％」であるときを含む）。
　一方、Ｎｂは、炭化物を形成し、基地の強化や耐摩耗性を向上する効果を有する。また、焼戻し軟化抵抗を高めるとともに、Ｖと同様、結晶粒の粗大化を抑制し、靭性の向上に寄与する効果を有する。よって、Ｎｂは、必要に応じて添加してもよい。これらの効果を得たい場合、Ｎｂの含有量は、上記した１．５０％を上限として、０．１０％以上の含有量が好ましい。より好ましくは、０．３０％以上である。
　Ｃｕ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｏ（酸素）は、不可避的不純物として鋼中に残留する可能性のある元素である。本発明の冷間工具材料の成分組成において、これら元素はできるだけ低い方が好ましい。しかし一方で、これら元素は、介在物の形態制御や、その他の機械的特性、そして製造効率の向上といった付加的な作用効果を得るために、少量を含有してもよい。この場合、Ｃｕ≦０．２５％、Ａｌ≦０．２５％、Ｔｉ≦０．０３００％、Ｃａ≦０．０１００％、Ｍｇ≦０．０１００％、Ｏ≦０．０１００％の範囲であれば十分に許容でき、本発明の好ましい規制上限である。
　Ａｌは、製鋼時の脱酸剤として有用な元素である。しかし、Ｎが共存する冷間工具材料において、Ａｌが多過ぎると、冷間工具材料中に粗大でかつ多量のアルミニウム窒化物（ＡｌＮ）系介在物が残留する場合がある。冷間工具材料が冷間工具の形状に加工されるとき、冷間工具材料の表面は「放電加工」されることが考えられる。そして、ＡｌＮ系介在物は、電気を通し難い物質である。よって、冷間工具材料中に粗大でかつ多量のＡｌＮ系介在物が存在していると、放電加工中に、これらＡｌＮ系介在物が存在する部分で異常放電等が発生して、放電加工肌を著しく低下させ、放電加工性の劣化原因となる場合がある。また、ＮがＡｌＮ系介在物として固定されることで、本来得られるべき本発明のＮの効果が低下する場合もある。よって、Ａｌの含有量は、より好ましくは、０．０１％未満とする。さらに好ましくは、０．００８％以下とする。さらに好ましくは、０．００６％以下とする。特に好ましくは、０．００４％以下とする。なお、下限について、好ましくは、０．０００５％以上とする。より好ましくは、０．０００８％以上とする。さらに好ましくは、０．００１％以上とする。
（３）本発明の冷間工具材料は、その断面の組織の、円相当径が５．０μｍを超える炭化物を含まない縦９０μｍ横９０μｍの領域において、円相当径が０．１μｍを超えて２．０μｍ以下の炭化物Ａの個数密度が９．０×１０５個／ｍｍ２以上であり、円相当径が０．１μｍを超えて０．４μｍ以下の炭化物Ｂの個数密度が７．５×１０５個／ｍｍ２以上のものである。
　冷間工具材料は、通常、鋼塊または鋼塊を分塊加工した鋼片でなる素材を出発材料として、これに様々な熱間加工や熱処理を行って所定の鋼材とし、この鋼材に焼鈍処理を施して、ブロック形状に仕上げられる。このとき、上記の鋼塊は、一般的に、所定の成分組成に調整された溶鋼を鋳造して得られる。よって、鋼塊の鋳造組織中には、凝固開始時期の差異等に起因して（デンドライトの成長挙動に起因して）、大きな炭化物が集合した部位と、それに比して小さな炭化物が集合した部位（いわゆる、「負偏析」の部位）とが存在する。
　このような鋼塊を熱間加工することで、上記の炭化物の集合は、熱間加工の延伸方向（つまり、材料の長さ方向）に延ばされて、かつ、その垂直方向（つまり、材料の厚さ方向）に圧縮される。そして、この熱間加工後の鋼材を焼鈍処理して得られた冷間工具材料の組織において、上記の炭化物の分布様態は、大きな炭化物の集合でなる層と、小さな炭化物の集合でなる層とでなる、略縞状の様態となる（図１を参照）。図１において、濃色の基地中に確認される、専ら筋状に延びた“淡色の分散物”が炭化物である。
　そして、上記の組織において、大きな炭化物は、専ら“未固溶炭化物”として機能し、焼入れ時の基地中に固溶せず、焼入れ焼戻し後の組織中に残って、冷間工具の耐摩耗性の向上に寄与する。しかし、小さな炭化物は、“固溶炭化物”として機能し、焼入れ時の基地中に固溶しやすい。そして、基地中に固溶した炭化物は、焼入れ焼戻し後の基地中の固溶炭素量を増やして、冷間工具の硬度を向上させる。そこで、本発明では、冷間工具材料の断面の組織において、便宜上、円相当径が５．０μｍを超える炭化物を未固溶炭化物として扱うことで、円相当径が５．０μｍ以下の固溶炭化物のみで構成される「縦９０μｍ横９０μｍ」の領域に注目した（例えば、図１中に示した実線による囲み部）。つまり、この「縦９０μｍ横９０μｍ」の領域が、上記の「小さな炭化物の集合でなる層」の領域に相当する。そして、この領域の炭化物分布が、本発明の「硬度の安定性効果」の確認に利用できることを見いだした。
　本発明者は、焼入れ焼戻し後の冷間工具の硬度に及ぼす、円相当径が５．０μｍ以下の炭化物の影響を調べた。その結果、これら炭化物の中でも、円相当径が更に小さい「２．０μｍ以下」の炭化物（以下、炭化物Ａと表記する）は、より固溶しやすいことを知見した。そして、円相当径が「０．４μｍ以下」の極めて微細な炭化物（以下、炭化物Ｂと表記する）は、特に固溶しやすいことを知見した。そして、このような小さな炭化物は、上記の鋼塊を作製するときの鋳造工程等を操作することで、組織中に均一に分布させやすいことを見いだした。焼入れ焼戻し前の組織において、固溶しやすい炭化物が、しかも均一に分布していれば、焼入れ焼戻し後の冷間工具において、その組織中の固溶炭素量も、偏りなく、全体的に増やすことができる。その結果、硬さの絶対値を底上げすることができ、焼戻し温度を変更しても、高硬度を維持できる。
　してみると、円相当径が５．０μｍを超える炭化物を含まない領域において、この領域に含まれる円相当径が２．０μｍ以下の炭化物Ａの個数を増やし、さらには、この炭化物Ａのうちでも、円相当径が０．４μｍ以下の炭化物Ｂの個数を増やすことこそが、本発明の「硬度の安定性効果」の達成に効果的である。そして、本発明の場合、縦９０μｍ横９０μｍの上記の領域において、円相当径が０．１μｍを超えて２．０μｍ以下の炭化物Ａの個数密度が９．０×１０５個／ｍｍ２以上であり、円相当径が０．１μｍを超えて０．４μｍ以下の炭化物Ｂの個数密度が７．５×１０５個／ｍｍ２以上である組織とすることで、本発明の「硬度の安定性効果」を達成することができる。なお、炭化物Ａ、Ｂの大きさについて、その円相当径の下限値を０．１μｍとしたのは、０．１μｍ以下の炭化物の特定が、計測上、正確性に欠け得るからである。
　なお、炭化物Ａの個数密度について、より好ましくは、９．５×１０５個／ｍｍ２以上である。さらに好ましくは、１０．０×１０５個／ｍｍ２以上である。特に好ましくは、１１．０×１０５個／ｍｍ２以上である。また、炭化物Ｂの個数密度について、より好ましくは、８．０×１０５個／ｍｍ２以上である。さらに好ましくは、８．５×１０５個／ｍｍ２以上である。特に好ましくは、９．０×１０５個／ｍｍ２以上である。このとき、炭化物Ｂの個数密度が、炭化物Ａの個数密度を超えることはない。そして、炭化物ＡおよびＢの個数密度について、上限は特に要しない。但し、炭化物Ａの個数密度の上限は２０．０×１０５個／ｍｍ２程度が現実的であり、炭化物Ｂの個数密度の上限は１９．０×１０５個／ｍｍ２程度が現実的である。そして、後述する炭化物Ａの個数に占める、炭化物Ｂの個数の割合が、９５．０％以下となる関係が現実的である。
（４）好ましくは、本発明の冷間工具材料は、縦９０μｍ横９０μｍの上記した領域において、炭化物Ａの個数に占める、炭化物Ｂの個数の割合が、６０．０％を超えるものである。
　前述の（３）において、円相当径が５．０μｍを超える炭化物を含まない領域に分布させた微細な炭化物ＡおよびＢは、これら炭化物のうちでも、より円相当径の小さい（つまり、より固溶しやすい）炭化物Ｂの個数が多いほど本発明の「硬度の安定性効果」の達成により有利である。そして、本発明の場合、炭化物Ａの個数に占める、炭化物Ｂの個数の割合を、６０．０％を超える値とすることが効果的である。そして、好ましくは、６５．０％以上である。より好ましくは、７０．０％以上である。さらに好ましくは、８０．０％以上である。また、この割合について、上限は特に要しないが、９５．０％以下が現実的である。
　炭化物ＡおよびＢの円相当径および個数（個数密度）の測定手法の一例について説明しておく。
　まず、冷間工具材料の断面組織を、例えば倍率２００倍の光学顕微鏡で観察する。このとき、観察する断面は、冷間工具を構成することとなる冷間工具材料の中心部とすることができる。そして、観察する断面は、熱間加工の延伸方向（つまり、材料の長さ方向）に対して平行な断面であり、一具体的には、この平行な断面のうちで、ＴＤ方向（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ　Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ；延伸直角方向）に垂直な断面（いわゆる、ＴＤ断面）である。このとき、冷間工具材料の形状が「円柱状」であるなら、上記のＴＤ断面は、その円柱の軸心に対して平行な断面で定義される。そして、この断面において、例えば断面積が１５ｍｍ×１５ｍｍの切断面をダイヤモンドスラリーとコロイダルシリカを用いて鏡面に研磨した断面とすることができる。図１（実施例で評価した本発明例の「冷間工具材料１」である。）は、本発明の冷間工具材料の一例について、上述の要領で得た断面組織の倍率２００倍での光学顕微鏡写真である（視野面積０．５８ｍｍ２）。
　そして、上記の断面組織から、円相当径が５．０μｍを超える炭化物を含まない縦９０μｍ横９０μｍの領域を抽出する。このとき、円相当径が５．０μｍを超えるような大きな炭化物は、光学顕微鏡の視野から容易に確認することができる（図１を参照）。そして、この確認した炭化物の円相当径は、既知の画像解析ソフト等によって求めることができる。
　次に、上記にて抽出した縦９０μｍ横９０μｍの領域（図１中に示した実線による囲み部）を、走査型電子顕微鏡（倍率３０００倍）で観察し、この観察した視野をＥＰＭＡで分析して、Ｃ（炭素）の元素マッピング画像を得る。そして、このＣの元素マッピング画像による分析結果に、炭化物を形成しているＣ量に基づいて、５０カウント（ｃｐｓ）以上のＣの検出強度を閾（しきい）値とした二値化処理を行い、断面組織の基地中に分布する炭化物を示した二値化画像を得る。
　図２は、図１中に示した実線による囲み部の領域内について、上述の要領で得た、Ｃの元素マッピング画像である（視野面積３０μｍ×３０μｍ）。そして、図３は、図２を二値化処理して得た、上記の領域の炭化物分布を示す図である。図２、３において、Ｃおよび炭化物は、淡色の分布で示されている。
　そして、「円相当径が５．０μｍを超える炭化物を含まない」図３の炭化物分布から、各円相当径の炭化物を抽出して、上述した炭化物Ａの個数や、炭化物Ｂの個数、そして、これら炭化物ＡおよびＢの存在割合を求めればよい。炭化物の円相当径や個数は、既知の画像解析ソフト等によって求めることができる。
　本発明の冷間工具材料の場合、上述した縦９０μｍ横９０μｍの「小さな炭化物の集合でなる層」の領域において、円相当径が２．０μｍ以下のような小さな炭化物は、略均一の個数密度で分布している（図３を参照）。よって、本発明の「硬度の安定性効果」を確認するにおいて、上述した縦９０μｍ横９０μｍの領域から採取する元素マッピング画像は、一画像であり、かつ、３０μｍ×３０μｍの面積があれば十分である（画素数：５３０×５３０）。そして、この元素マッピング画像の採取位置は、上述した領域から任意に選択すればよい。そして、このような一連の測定作業を、上述した「縦９０μｍ横９０μｍ」の領域とは別の、少なくとも２つの「縦９０μｍ横９０μｍ」の領域でも行って（計３領域）、以上の３領域のそれぞれから採取された「３０μｍ×３０μｍ」の面積の元素マッピング画像による上記の数値の結果を合計すれば、本発明の「硬度の安定性効果」を確認するのに十分である。
　本発明の冷間工具材料の組織は、出発材料となる鋼塊の作製段階において、その凝固工程の進行具合を適切に管理することで、達成が可能である。例えば、鋳型に注ぐ直前の「溶鋼の温度」の調整が大切である。溶鋼の温度を低めに管理することで、例えば、冷間工具材料の融点＋１００℃前後までの温度範囲内で管理することで、鋳型内の各位置における凝固開始時期の差異による溶鋼の局部的な濃化を軽減して、デンドライトの成長に起因する炭化物の粗大化を抑えることができる。そして、例えば、上記の鋳型に注がれた溶鋼を、その固相－液相の共存域を速く通過するように冷却することで、例えば、６０分以内の冷却時間とすることで、晶出した炭化物の粗大化を抑えることができる。
　そして、好ましくは、上記の凝固工程に続いて、その凝固が完了した後の鋼塊の冷却工程を制御することで、本発明の冷間工具材料における微細な炭化物の個数を、更に増やすことができる。これら微細な炭化物は、前述した負偏析の領域、すなわち凝固が完了した後の鋼塊のデンドライト内に析出する。よって、この凝固が完了した後の析出温度域の冷却速度を大きくすることで、この析出に係る核生成数が増加して、微細な炭化物の増量を達成できる。本発明の冷間工具材料において、この析出温度域は、炭化物が安定して析出する「溶鋼の凝固完了温度（通常、上述の「融点」より低い温度である。）から、概ね８００℃までの温度域」である。そこで、例えば、溶鋼の凝固完了温度から８００℃までの温度域を７０分以内の冷却時間とすることで、微細な炭化物の個数を更に増やすのに効果的である。
（５）本発明の冷間工具の製造方法は、上述した本発明の冷間工具材料に焼入れおよび焼戻しを行うものである。
　上述した本発明の冷間工具材料は、焼入れおよび焼戻しによって所定の硬さを有したマルテンサイト組織に調整されて、冷間工具の製品に整えられる。そして、冷間工具材料は、切削や穿孔、そして放電加工といった各種の機械加工等によって、冷間工具の形状に整えられる。この機械加工のタイミングは、焼入れ焼戻し前の、材料の硬さが低い状態（例えば、焼鈍状態）で行うことが好ましい。さらに、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。また、場合によっては、焼入れ焼戻しを行った後のプリハードン鋼の状態で、上記した仕上げの機械加工も合わせて、冷間工具の形状に機械加工してもよい。
　この焼入れおよび焼戻しの温度は、素材の成分組成や狙い硬さ等によって異なるが、焼入れ温度は概ね９５０～１１００℃程度、焼戻し温度は概ね１５０～６００℃程度であることが好ましい。例えば、冷間工具鋼の代表鋼種であるＳＫＤ１０やＳＫＤ１１の場合、焼入れ温度は１０００～１０５０℃程度、焼戻し温度は１８０～５４０℃程度である。焼入れ焼戻し硬さは５８ＨＲＣ以上とすることが好ましい。より好ましくは６０ＨＲＣ以上である。なお、この焼入れ焼戻し硬さについて、上限は特に要しないが、６６ＨＲＣ以下が現実的である。
　所定の成分組成に調整した溶鋼（融点：約１４００℃、凝固完了温度：約１２００℃）を鋳造して、表１の成分組成を有する素材１～３を準備した。このとき、鋳型への注湯前において、素材１～３の溶鋼の温度は１５００℃に調整した。そして、素材１～３のそれぞれで鋳型の寸法を変更したことで、鋳型への注湯後において、固相－液相の共存域の冷却時間を、素材１、２：２８分、素材３：１６８分とした。さらに、凝固が完了した後の鋼塊（素材）について、その凝固完了温度から８００℃までの温度域の冷却時間を、素材１、２：５３分、素材３：２６７分とした。
　なお、素材１～３は、ＪＩＳ－Ｇ－４４０４の規格鋼種である冷間工具鋼ＳＫＤ１０である。そして、素材１～３において、Ｃｕ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｏは無添加であり（但し、Ａｌは溶解工程における脱酸剤として添加した場合を含む。）、Ｃｕ≦０．２５％、Ａｌ≦０．２５％、Ｔｉ≦０．０３００％、Ｃａ≦０．０１００％、Ｍｇ≦０．０１００％、Ｏ≦０．０１００％であった。そして、素材１～３のＡｌの含有量は、０．００２％であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次に、これらの素材を１１６０℃に加熱して熱間加工を行い、熱間加工を行った後に放冷して、素材１～３の順に対応した、表２に示す寸法の鋼材１～３を得た（表２の各鋼材において、その長さ方向が、熱間加工の延伸方向である）。そして、これらの鋼材に８６０℃の焼鈍処理を行って、鋼材１～３の順に対応した、冷間工具材料１～３を作製した（硬さ２４０ＨＢＷ）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　冷間工具材料１～３の中心部の、熱間加工の延伸方向（つまり、材料の長さ方向）に対して平行なＴＤ断面（冷間工具材料２については、その周面から中心軸に向かって直径／４だけ入った位置のＴＤ断面）より、断面積が１５ｍｍ×１５ｍｍの切断面を採取し、この切断面をダイヤモンドスラリーとコロイダルシリカを用いて鏡面に研磨した。次に、この研磨した切断面の組織から、円相当径が５．０μｍを超える炭化物を含まない縦９０μｍ横９０μｍの領域を、それぞれ３領域抽出した。図１に、冷間工具材料１の、上記の領域の一例を示しておく（実線による囲み部）。
　そして、上記した個々の領域について、前述の要領に従って、円相当径が０．１μｍを超えて２．０μｍ以下の炭化物Ａの個数、円相当径が０．１μｍを超えて０．４μｍ以下の炭化物Ｂの個数、および、炭化物Ａの個数に占める炭化物Ｂの個数の割合を求めた。炭化物の円相当径や個数を求めるための画像処理および解析には、アメリカ国立衛生研究所（ＮＩＨ）が提供しているオープンソース画像処理ソフトウェアＩｍａｇｅＪ（ｈｔｔｐ:／／ｉｍａｇｅＪ．ｎｉｈ．ｇｏｖ／ｉｊ／）を用いた。図２に、冷間工具材料１の、上記した領域内におけるＣの元素マッピング画像を示しておく。図２の視野面積は３０μｍ×３０μｍである。そして、その視野は、上記の縦９０μｍ横９０μｍの領域を縦横３等分にして、９つの区画に分割したときの、その真ん中の区画のものである。そして、図３に、図２の元素マッピング画像を、５０カウント（ｃｐｓ）のＣの検出強度の閾値で二値化処理した画像を、示しておく。
　そして、個々の領域における上記の３０μｍ×３０μｍの区画で求めた炭化物Ａ、Ｂの個数を、抽出した３領域で合計して、冷間工具材料１～３の炭化物Ａ、Ｂの個数とし、これらの値から炭化物Ａ、Ｂの個数密度、および、炭化物Ａ、Ｂの個数割合を求めた。結果を表３に示す。また、図４には、抽出した３領域で合計して求めた上記の冷間工具材料１～３の炭化物の個数（縦軸）を、その炭化物の円相当径の範囲毎（横軸）に纏めてプロットした図を示す。冷間工具材料１～３で抽出した上記の領域には、「円相当径が５．０μｍを超える炭化物」は含まれていなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　断面組織を観察した後の冷間工具材料１～３に、１０２０℃からの焼入れと、１００～５４０℃の焼戻しを行って、冷間工具材料１～３の順に対応した、マルテンサイト組織を有した冷間工具１～３を得た。焼戻し温度は、１００℃、２００℃、３００℃の低温焼戻し条件と、４５０℃、４８０℃、４９０℃、５００℃、５１０℃、５２０℃、５４０℃の高温焼戻し条件の、計１０条件とした。そして、冷間工具１～３のそれぞれについて、焼戻し温度毎に、そのＴＤ断面のロックウェル硬さ試験（Ｃスケール）を実施した。硬度は、各試料につき５点測定し、その平均値を求めた。そして、得られた硬度と、この硬度の焼戻し温度への依存性（硬度の安定性）を評価した。結果を、図５（低温焼戻し条件）、図６（高温焼戻し条件）に示す。
　図５、６より、低温焼戻し（１００～３００℃）および高温焼戻し（４５０～５４０℃）のいずれを実施した場合においても、本発明例による冷間工具１、２は、比較例の冷間工具３に比べて、広い温度範囲で硬度が高かった。特に、高温焼戻しにおいては、冷間工具に求められている６０ＨＲＣ以上もの高硬度を、比較例の冷間工具３では、適用したどの焼戻し温度でも達成できていなかったのに対して、本発明例の冷間工具１、２では、４９０～５００℃の付近の焼戻し温度の範囲で確実に達成できていた。そして、冷間工具１では、４５０～５１０℃の広い焼戻し温度の範囲で６０ＨＲＣ以上を達成し、維持できていた。そして、本発明例の冷間工具１、２は、冷間工具鋼ＳＫＤ１０の標準的な焼戻し温度である２００℃および５００℃の２条件について、６０ＨＲＣ以上の高硬度を達成していた。
　所定の成分組成に調整した溶鋼（融点：約１４２０℃、凝固完了温度：約１２００℃）を鋳造して、表４の成分組成を有する素材４、５を準備した。このとき、鋳型への注湯前において、素材４、５の溶鋼の温度は１５２０℃に調整した。そして、素材４、５のそれぞれで鋳型の寸法を変更したことで、鋳型への注湯後において、固相－液相の共存域の冷却時間を、素材４：２２分、素材５：１８３分とした。さらに、凝固が完了した後の鋼塊（素材）について、その凝固完了温度から８００℃までの温度域の冷却時間を、素材４：５３分、素材５：２６７分とした。
　なお、素材４、５において、Ｃｕ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｏは無添加であり（但し、Ａｌは溶解工程における脱酸剤として添加した場合を含む。）、Ｃｕ≦０．２５％、Ａｌ≦０．２５％、Ｔｉ≦０．０３００％、Ｃａ≦０．０１００％、Ｍｇ≦０．０１００％、Ｏ≦０．０１００％であった。そして、素材４、５のＡｌの含有量は、０．００２％であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　次に、これらの素材を１１００℃に加熱して熱間加工を行い、熱間加工を行った後に放冷して、素材４、５の順に対応した、表５に示す寸法の鋼材４、５を得た（表５の各鋼材において、その長さ方向が、熱間加工の延伸方向である）。そして、これらの鋼材に８６０℃の焼鈍処理を行って、鋼材４、５の順に対応した、冷間工具材料４、５を作製した（硬さ２４８ＨＢＷ）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　冷間工具材料４、５について、その周面から中心軸に向かって直径／４だけ入った位置における、熱間加工の延伸方向（つまり、材料の長さ方向）に対して平行なＴＤ断面より、断面積が１５ｍｍ×１５ｍｍの切断面を採取し、この切断面をダイヤモンドスラリーとコロイダルシリカを用いて鏡面に研磨した。次に、この研磨した切断面の組織から、円相当径が５．０μｍを超える炭化物を含まない縦９０μｍ横９０μｍの領域を、それぞれ３領域抽出した。
　そして、上記した個々の領域について、実施例１のときと同じ要領で、その３０μｍ×３０μｍの区画で求めた炭化物Ａ、Ｂの個数を、抽出した３領域で合計して、冷間工具材料４、５の炭化物Ａ、Ｂの個数とし、これらの値から炭化物Ａ、Ｂの個数密度、および、炭化物Ａ、Ｂの個数割合を求めた。結果を表６に示す。また、図７には、抽出した３領域で合計して求めた上記の冷間工具材料４、５の炭化物の個数（縦軸）を、その炭化物の円相当径の範囲毎（横軸）に纏めてプロットした図を示す。冷間工具材料４、５で抽出した上記の領域には、「円相当径が５．０μｍを超える炭化物」は含まれていなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　断面組織を観察した後の冷間工具材料４、５に、１０７０℃からの焼入れと、１００～５４０℃の焼戻しを行って、冷間工具材料４、５の順に対応した、マルテンサイト組織を有した冷間工具４、５を得た。焼戻し温度は、１００℃、２００℃、３００℃の低温焼戻し条件と、４５０℃、５００℃、５２０℃、５３０℃、５４０℃、５５０℃、５６０℃の高温焼戻し条件の、計１０条件とした。そして、冷間工具４、５のそれぞれについて、焼戻し温度毎に、そのＴＤ断面のロックウェル硬さ試験（Ｃスケール）を実施した。硬度は、各試料につき５点測定し、その平均値を求めた。そして、得られた硬度と、この硬度の焼戻し温度への依存性（硬度の安定性）を評価した。結果を、図８（低温焼戻し条件）、図９（高温焼戻し条件）に示す。
　図８、９より、低温焼戻し（１００～３００℃）および高温焼戻し（４５０～５６０℃）のいずれを実施した場合においても、本発明例による冷間工具４は、比較例の冷間工具５に比べて、広い温度範囲で硬度が高かった。特に、高温焼戻しにおいては、冷間工具に求められている６０ＨＲＣ以上もの高硬度を、冷間工具４では、５００℃以上の焼戻し温度の範囲で確実に達成し、維持できていた。そして、本発明例の冷間工具４は、５４０℃の焼戻し温度で、６５ＨＲＣもの高硬度を達成していた。

Claims (4)

  1. 質量％で、Ｃ：０．６５～２．４０％、Ｃｒ：５．０～１５．０％、ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．５０～４．００％、Ｖ：０．１０～１．５０％、Ｎ：０．０３００％を超えて０．０８００％以下を含み、焼入れによってマルテンサイト組織に調整できる鋼の成分組成を有し、
    断面の組織の、円相当径が５．０μｍを超える炭化物を含まない縦９０μｍ横９０μｍの領域において、円相当径が０．１μｍを超えて２．０μｍ以下の炭化物Ａの個数密度が９．０×１０５個／ｍｍ２以上であり、円相当径が０．１μｍを超えて０．４μｍ以下の炭化物Ｂの個数密度が７．５×１０５個／ｍｍ２以上であることを特徴とする冷間工具材料。
  2. 前記鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．６５～２．４０％、Ｃｒ：５．０～１５．０％、ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．５０～４．００％、Ｖ：０．１０～１．５０％、Ｎ：０．０３００％を超えて０．０８００％以下、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５００％以下、Ｎｉ：０～１．００％、Ｎｂ：０～１．５０％を含み、残部がＦｅおよび不純物であることを特徴とする請求項１に記載の冷間工具材料。
  3. 前記領域において、前記炭化物Ａの個数に占める、前記炭化物Ｂの個数の割合が、６５．０％以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の冷間工具材料。
  4. 請求項１ないし３のいずれかに記載の冷間工具材料に、焼入れ焼戻しを行うことを特徴とする冷間工具の製造方法。
PCT/JP2016/088883 2016-03-18 2016-12-27 冷間工具材料および冷間工具の製造方法 WO2017158988A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201680016480.8A CN107429345B (zh) 2016-03-18 2016-12-27 冷作工具材料及冷作工具的制造方法
JP2017536599A JP6260749B1 (ja) 2016-03-18 2016-12-27 冷間工具材料および冷間工具の製造方法
KR1020177026216A KR101852316B1 (ko) 2016-03-18 2016-12-27 냉간 공구 재료 및 냉간 공구의 제조 방법
EP16894605.1A EP3305934B1 (en) 2016-03-18 2016-12-27 Cold working tool material and cold working tool manufacturing method
US15/566,812 US10407747B2 (en) 2016-03-18 2016-12-27 Cold working tool material and cold working tool manufacturing method

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016055270 2016-03-18
JP2016-055270 2016-03-18
JP2016059965 2016-03-24
JP2016-059965 2016-03-24

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017158988A1 true WO2017158988A1 (ja) 2017-09-21

Family

ID=59851101

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2016/088883 WO2017158988A1 (ja) 2016-03-18 2016-12-27 冷間工具材料および冷間工具の製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10407747B2 (ja)
EP (1) EP3305934B1 (ja)
JP (1) JP6260749B1 (ja)
KR (1) KR101852316B1 (ja)
CN (1) CN107429345B (ja)
TW (1) TWI612155B (ja)
WO (1) WO2017158988A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2019157234A (ja) * 2018-03-15 2019-09-19 日立金属株式会社 冷間工具材料および冷間工具の製造方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111235490B (zh) * 2020-03-12 2021-06-11 梵肯金属材料(上海)有限公司 一种高品质刀具用高合金钢材料
JP2023122766A (ja) * 2022-02-24 2023-09-05 大同特殊鋼株式会社 金型用鋼および金型

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005226150A (ja) * 2004-02-16 2005-08-25 Daido Steel Co Ltd 工具鋼の焼きなまし方法、及び工具鋼の焼きなまし材の製造方法、工具鋼の焼きなまし材、並びにそれを用いた工具鋼、工具
JP2006193790A (ja) * 2005-01-14 2006-07-27 Daido Steel Co Ltd 冷間工具鋼
CN101487103A (zh) * 2009-02-20 2009-07-22 安泰科技股份有限公司 钒铌复合合金化冷作模具钢及其制备方法
JP2010007167A (ja) * 2008-06-30 2010-01-14 Sanyo Special Steel Co Ltd 冷間工具鋼の製造方法
JP2012214833A (ja) * 2011-03-31 2012-11-08 Nippon Koshuha Steel Co Ltd 冷間工具鋼
WO2016047396A1 (ja) * 2014-09-26 2016-03-31 日立金属株式会社 冷間工具材料および冷間工具の製造方法
JP2016069728A (ja) * 2014-09-29 2016-05-09 日立金属株式会社 冷間工具材料および冷間工具の製造方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05156407A (ja) 1991-12-06 1993-06-22 Hitachi Metals Ltd 高性能転造ダイス用鋼およびその製造方法
JP3603427B2 (ja) * 1995-10-31 2004-12-22 愛知製鋼株式会社 熱処理後の寸法変化が著しく少ない冷間工具鋼の製造方法
JP3497387B2 (ja) 1998-08-31 2004-02-16 山陽特殊製鋼株式会社 高硬度冷間工具鋼よりなる金型及び工具
DE10019042A1 (de) * 2000-04-18 2001-11-08 Edelstahl Witten Krefeld Gmbh Stickstofflegierter, sprühkompaktierter Stahl, Verfahren zu seiner Herstellung und Verbundwerkstoff hergestellt aus dem Stahl
JP4403875B2 (ja) 2004-05-14 2010-01-27 大同特殊鋼株式会社 冷間工具鋼
JP4322239B2 (ja) 2005-09-13 2009-08-26 日本高周波鋼業株式会社 冷間工具鋼及びその製造方法
US7615123B2 (en) * 2006-09-29 2009-11-10 Crucible Materials Corporation Cold-work tool steel article
KR101138043B1 (ko) 2007-10-31 2012-04-23 다이도 토쿠슈코 카부시키가이샤 공구용 강과 그 제조방법
JP5359582B2 (ja) 2009-06-12 2013-12-04 日立金属株式会社 焼入れ用工具鋼素材
WO2012115025A1 (ja) 2011-02-21 2012-08-30 日立金属株式会社 冷間加工用金型の製造方法
CN103403209B (zh) * 2011-03-03 2016-01-13 日立金属株式会社 韧性优异的热作工具钢及其制造方法
JP5522854B2 (ja) 2011-06-01 2014-06-18 株式会社日本製鋼所 冷間工具鋼およびその製造方法
JP6238114B2 (ja) * 2012-09-20 2017-11-29 日立金属株式会社 高速度工具鋼、刃先用材料および切断工具、ならびに、刃先用材料の製造方法
JP2014145100A (ja) 2013-01-28 2014-08-14 Sanyo Special Steel Co Ltd 合金添加量を低減した冷間工具鋼
US10119174B2 (en) 2014-05-28 2018-11-06 Hitachi Metals, Ltd. Hot work tool material and method for manufacturing hot work tool
KR101648271B1 (ko) * 2014-11-26 2016-08-12 주식회사 포스코 항균성이 우수한 고경도 마르텐사이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005226150A (ja) * 2004-02-16 2005-08-25 Daido Steel Co Ltd 工具鋼の焼きなまし方法、及び工具鋼の焼きなまし材の製造方法、工具鋼の焼きなまし材、並びにそれを用いた工具鋼、工具
JP2006193790A (ja) * 2005-01-14 2006-07-27 Daido Steel Co Ltd 冷間工具鋼
JP2010007167A (ja) * 2008-06-30 2010-01-14 Sanyo Special Steel Co Ltd 冷間工具鋼の製造方法
CN101487103A (zh) * 2009-02-20 2009-07-22 安泰科技股份有限公司 钒铌复合合金化冷作模具钢及其制备方法
JP2012214833A (ja) * 2011-03-31 2012-11-08 Nippon Koshuha Steel Co Ltd 冷間工具鋼
WO2016047396A1 (ja) * 2014-09-26 2016-03-31 日立金属株式会社 冷間工具材料および冷間工具の製造方法
JP2016069728A (ja) * 2014-09-29 2016-05-09 日立金属株式会社 冷間工具材料および冷間工具の製造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2019157234A (ja) * 2018-03-15 2019-09-19 日立金属株式会社 冷間工具材料および冷間工具の製造方法
JP7061263B2 (ja) 2018-03-15 2022-04-28 日立金属株式会社 冷間工具材料および冷間工具の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
TW201734229A (zh) 2017-10-01
EP3305934A4 (en) 2018-05-02
EP3305934B1 (en) 2020-02-19
JPWO2017158988A1 (ja) 2018-03-22
JP6260749B1 (ja) 2018-01-17
US20180135144A1 (en) 2018-05-17
KR101852316B1 (ko) 2018-04-25
US10407747B2 (en) 2019-09-10
TWI612155B (zh) 2018-01-21
KR20170113674A (ko) 2017-10-12
CN107429345A (zh) 2017-12-01
EP3305934A1 (en) 2018-04-11
CN107429345B (zh) 2019-04-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6474348B2 (ja) 高速度工具鋼およびその製造方法
JP6366326B2 (ja) 高靱性熱間工具鋼およびその製造方法
WO2015182586A1 (ja) 熱間工具材料および熱間工具の製造方法
JP6057141B2 (ja) 冷間工具材料および冷間工具の製造方法
JP6260749B1 (ja) 冷間工具材料および冷間工具の製造方法
CN103403209A (zh) 韧性优异的热作工具钢及其制造方法
JP6004142B2 (ja) 熱間工具材料、熱間工具の製造方法および熱間工具
JP6650104B2 (ja) 冷間工具材料および冷間工具の製造方法
JP7061263B2 (ja) 冷間工具材料および冷間工具の製造方法
JP6146547B2 (ja) 冷間工具材料、冷間工具およびその製造方法
JP6137428B2 (ja) 冷間工具およびその製造方法
JP2013032576A (ja) 靭性に優れた熱間工具鋼の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017536599

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20177026216

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15566812

Country of ref document: US

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2016894605

Country of ref document: EP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE