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技術 低温焼入れ可能な高硬度高靭性の冷間工具鋼

出願人 山陽特殊製鋼株式会社
発明者 前田雅人
出願日 2014年5月27日 (6年7ヶ月経過) 出願番号 2014-109053
公開日 2015年12月14日 (5年0ヶ月経過) 公開番号 2015-224361
状態 特許登録済
技術分野
  • -
主要キーワード 冷間加工技術 工具用鋼 金型製造コスト 二次炭化物 ダイス材 粉末高速度工具鋼 冷間工具鋼 一次炭化物
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この項目の情報は公開日時点(2015年12月14日)のものです。
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課題

解決手段

質量%で、C:0.6〜0.9%、Si:0.6〜1.0%、Mn:0.1〜0.6%、Cr:4.0〜6.5%、Mo+W/2:2.0超〜5.0%、V:0.1〜0.4%、N:100超〜500ppm未満を含有し、H=2.10C+0.83Si−0.27Cr+0.19(Mo+1/2W)+0.25Vとするとき、H≧0.82、好ましくはH≧1.03を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼であり、粒径10μm以下のM2C型炭化物およびM6C型炭化物の分布密度が150個/mm2を満足する、溶解法により製造された硬さ63HRC以上を有する低温焼入れ可能な高硬度靭性冷間工具鋼。

概要

背景

近年、冷間加工技術発展に伴って、従来より高硬度被加工材の加工量が増大するなどして、金型使用条件が過酷化している。そのため、JISで規定される冷間工具鋼SKD11や、8%Cr系冷間工具鋼といった60〜62HRC程度の硬さしか得られない鋼では、金型表面が被加工材により削られたり、また加工時に金型にかかる応力に耐えられず欠けが生じて大割れを起こしたりして、早期に金型寿命となっている。このことから、63HRC以上の硬さがあり、かつ、靭性の高い材料が求められている。また、経済性の観点から、安価に製造でき、またSKD11や、8%Cr系冷間工具鋼といった汎用ダイス鋼と同様、1020〜1060℃の低温域からの焼入れ処理(以下、「低温焼入れ」という。)で高硬度が得られることが求められている。

63HRCを超える硬さの鋼材を得るために、例えばJISで規定される高速度工具鋼のSKH51や、C、Mo、W、V、Co等の合金元素を多量に加えて、多量の硬質炭化物析出させることで高硬度を得ている、1000℃程度の低温焼入、および、1200℃程度の高温焼入の何れにおいても65HRC以上の硬さを確保可能な高速度工具鋼が提案されている(例えば、特許文献1参照。)。しかし、この提案の高速度工具鋼は合金元素量が多く、また粗大な一次炭化物が多く鋼材中に存在するため、金型材料費が高くなるだけでなく靭性および疲労強度が低い。

さらに、高性能転造ダイス用鋼およびその製造方法が提案されている(例えば、特許文献2参照。)。しかし、このダイス用鋼は粗大な一次炭化物をなくすための特別な製造方法や焼入れ制約があるため、ダイス材料自体のコストが上り、さらにダイスの熱処理も特別に実施する必要があるため、金型製造コストが高くなる。

また、一次炭化物の微細化を図り、靭性を向上させた、粉末冶金法で製造した粉末高速度工具鋼からなる高精度金型用鋼も開発されている(例えば、特許文献3参照。)。しかし、この粉末高速度工具鋼(粉末ハイス)は値段が高く、またダイス鋼で通常行われる低温焼入温度よりも、高い温度で焼入れを行う必要があり、そこでより高温で加熱が可能な特殊な加熱炉が必要となり、また、そのダイス用鋼で作製したダイスは、他のダイスと同時に熱処理が出来ず、そのダイスのみで熱処理する必要があり、金型製造コストが高いという問題があった。

概要

使用条件が特に過酷な冷間加工用鍛造金型フォーミングロールあるいは転造ダイスなどに好適な高硬度高靱性冷間工具鋼を提供する。 質量%で、C:0.6〜0.9%、Si:0.6〜1.0%、Mn:0.1〜0.6%、Cr:4.0〜6.5%、Mo+W/2:2.0超〜5.0%、V:0.1〜0.4%、N:100超〜500ppm未満を含有し、H=2.10C+0.83Si−0.27Cr+0.19(Mo+1/2W)+0.25Vとするとき、H≧0.82、好ましくはH≧1.03を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼であり、粒径10μm以下のM2C型炭化物およびM6C型炭化物の分布密度が150個/mm2を満足する、溶解法により製造された硬さ63HRC以上を有する低温焼入れ可能な高硬度高靭性冷間工具鋼。 なし

目的

本発明が解決しようとする課題は、鍛造金型、フォーミングロールあるいは転造ダイスなどの使用条件が特に過酷な冷間加工用として好適な、溶解法で製造された、ダイス鋼で通常行われる低温焼入れしても高硬度が得られる、高靱性冷間工具鋼およびその金型並びに工具を提供する

効果

実績

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請求項1

質量%で、C:0.6〜0.9%、Si:0.6〜1.0%、Mn:0.1〜0.6%、Cr:4.0〜6.5%、Mo+W/2:2.0超〜5.0%、V:0.1〜0.4%、N:100超〜500ppm未満を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、H=2.10C+0.83Si−0.27Cr+0.19(Mo+1/2W)+0.25Vとするとき、H≧0.82を満足し、かつ、溶解法により製造された63HRC以上の硬さを有する鋼であることを特徴とする低温焼入れ可能な高硬度靭性冷間工具鋼

請求項2

溶解法により製造された63HRC以上の硬さを有する鋼は、粒径10μm以下のM2CおよびM6Cからなる炭化物分布密度が150個/mm2以上を満足することを特徴とする請求項1に記載の低温焼入れ可能な高硬度高靭性冷間工具鋼。

技術分野

0001

本発明は、鍛造金型フォーミングロールあるいは転造ダイスなどの使用条件が特に過酷な冷間加工用として好適な高硬度、高靱性冷間工具鋼、特に焼結法あるいは溶解法のうち、今まで溶解法では困難であった高硬度で高靱性の金型および工具用の鋼を溶解法により製造した冷間工具鋼に関する。

背景技術

0002

近年、冷間加工技術発展に伴って、従来より高硬度の被加工材の加工量が増大するなどして、金型の使用条件が過酷化している。そのため、JISで規定される冷間工具鋼のSKD11や、8%Cr系冷間工具鋼といった60〜62HRC程度の硬さしか得られない鋼では、金型表面が被加工材により削られたり、また加工時に金型にかかる応力に耐えられず欠けが生じて大割れを起こしたりして、早期に金型寿命となっている。このことから、63HRC以上の硬さがあり、かつ、靭性の高い材料が求められている。また、経済性の観点から、安価に製造でき、またSKD11や、8%Cr系冷間工具鋼といった汎用ダイス鋼と同様、1020〜1060℃の低温域からの焼入れ処理(以下、「低温焼入れ」という。)で高硬度が得られることが求められている。

0003

63HRCを超える硬さの鋼材を得るために、例えばJISで規定される高速度工具鋼のSKH51や、C、Mo、W、V、Co等の合金元素を多量に加えて、多量の硬質炭化物析出させることで高硬度を得ている、1000℃程度の低温焼入、および、1200℃程度の高温焼入の何れにおいても65HRC以上の硬さを確保可能な高速度工具鋼が提案されている(例えば、特許文献1参照。)。しかし、この提案の高速度工具鋼は合金元素量が多く、また粗大な一次炭化物が多く鋼材中に存在するため、金型材料費が高くなるだけでなく靭性および疲労強度が低い。

0004

さらに、高性能転造ダイス用鋼およびその製造方法が提案されている(例えば、特許文献2参照。)。しかし、このダイス用鋼は粗大な一次炭化物をなくすための特別な製造方法や焼入れ制約があるため、ダイス材料自体のコストが上り、さらにダイスの熱処理も特別に実施する必要があるため、金型製造コストが高くなる。

0005

また、一次炭化物の微細化を図り、靭性を向上させた、粉末冶金法で製造した粉末高速度工具鋼からなる高精度金型用鋼も開発されている(例えば、特許文献3参照。)。しかし、この粉末高速度工具鋼(粉末ハイス)は値段が高く、またダイス鋼で通常行われる低温焼入温度よりも、高い温度で焼入れを行う必要があり、そこでより高温で加熱が可能な特殊な加熱炉が必要となり、また、そのダイス用鋼で作製したダイスは、他のダイスと同時に熱処理が出来ず、そのダイスのみで熱処理する必要があり、金型製造コストが高いという問題があった。

先行技術

0006

特開2003−268499号公報
特開平05−156407号公報
特開2005−194563号公報

発明が解決しようとする課題

0007

上記の粉末冶金法による粉末ハイスとするとコストがかかる問題があるので、本発明が解決しようとする課題は、鍛造金型、フォーミングロールあるいは転造ダイスなどの使用条件が特に過酷な冷間加工用として好適な、溶解法で製造された、ダイス鋼で通常行われる低温焼入れしても高硬度が得られる、高靱性冷間工具鋼およびその金型並びに工具を提供することである。

課題を解決するための手段

0008

発明者が鋭意開発を進めた結果、冷間工具用鋼化学成分のうちの特定の成分からなる合金成分式をHとするとき、Hが一定以上の値となることで、ダイス鋼で通常行われる低温焼入温度である1020〜1060℃の範囲でも、焼戻し後に63HRC以上が得られ、かつ、溶解法でも、粗大な一次炭化物が少ない、高靱性の鋼が得られることを見出した。さらに、合金成分式Hが一定以上の値となる鋼材を焼入焼戻し、その鋼在中に存在している炭化物に注目して解析を行ったところ、粒径10μm以下のM2C型およびM6C型炭化物が多く存在する、すなわちM2C型およびM6C型炭化物の分布密度が高い鋼材の方が、焼戻し後により高硬度が得られることを見出した。本発明の手段は、これらの結果に基づきなされたものである。

0009

すなわち、本発明の課題を解決するための手段は、請求項1の手段では、質量%で、C:0.6〜0.9%、Si:0.6〜1.0%、Mn:0.1〜0.6%、Cr:4.0〜6.5%、Mo+W/2:2.0超〜5.0%、V:0.1〜0.4%、N:100超〜500ppm未満を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、H=2.10C+0.83Si−0.27Cr+0.19(Mo+1/2W)+0.25Vとするとき、合金成分式H≧0.82を満足し、溶解法により製造された63HRC以上の硬さを有する鋼である、低温焼入れ可能な高硬度高靭性冷間工具鋼である。

0010

請求項2の手段では、溶解法により製造された63HRC以上の硬さを有する鋼は粒径10μm以下のM2C型およびM6C型炭化物の分布密度が150個/mm2以上を満足する、請求項1の手段の低温焼入れ可能な高硬度高靭性冷間工具鋼である。

発明の効果

0011

これら手段とすることで、使用条件が特に過酷な冷間加工用の鍛造金型、フォーミングロールあるいは転造ダイスなどに好適な高硬度で高靱性の冷間工具鋼が得られる。

0012

本願発明の手段の化学成分等の構成要件について順次説明することとする。先ず、本願の手段の高硬度高靭性冷間工具鋼の化学成分について説明する。なお、%は質量%で示すものとする。

0013

C:0.6〜0.9%
Cは、硬質炭化物を形成し、硬さ、耐摩耗性を向上させるとともに、焼入性を高める成分である。その効果を得るためには、Cは0.6%以上が必要である。しかし、Cは0.9%を超えると、粗大な炭化物を形成して靭性を悪化させる。そこで、Cは0.6〜0.9%とし、好ましくはCは0.7〜0.9%とする。

0014

Si:0.6〜1.0%
Siは、脱酸剤として必要な成分であり、さらに得られた鋼の基地の硬さを得るために必要な成分である。その効果を得るためには、Siは0.7%以上が必要である。しかし、Siは0.9%を超えると靱性および加工性を悪化させる。そこで、Siは0.6〜1.0%とし、好ましくは0.7〜0.9%とする。

0015

Mn:0.1〜0.6%
Mnは、脱酸剤として必要な成分であり、さらに焼入性を得るために必要な成分である。その効果を得るためには、Mnは0.1%以上が必要である。しかし、Mnは0.6%を超えると、鋼のマトリックス脆化させ、靭性を悪化させる。そこで、Mnは0.1〜0.6%とし、好ましくは0.2〜0.6%とする。

0016

Cr:4.0〜6.5%
Crは、硬質炭化物を形成し、硬さおよび耐摩耗性を向上させるとともに焼入性を高める成分であり、その効果を得るためには、Crは4.5%以上が必要である。しかし、Crは6.5%を超えると、粗大な炭化物を形成し、靭性および軟化抵抗性を悪化させる。そこで、Crは4.0〜6.5%とし、好ましくは4.5〜6.3%とする。

0017

Mo+W/2:2.0超〜5.0%
先ず、Mo+W/2における、Wはその1/2がMo相当量であるので、これらのMo+W/2はMo相当量である。このMo+W/2は、硬質炭化物を形成し、鋼材の硬さおよび耐摩耗性を向上させるとともに焼入性および焼戻し軟化抵抗性を高める成分である。その効果を得るためには、Mo+W/2は2.0%を超える量が必要である。しかし、Mo+W/2は粗大な炭化物を形成し、靭性を悪化させる。そこで、Mo+W/2は2.0超〜5.0%、好ましくは2.2〜4.0%とする。

0018

V:0.1〜0.4%
Vは、硬質炭化物を形成し、硬さ、耐摩耗性を向上させるとともに、焼入れ時の結晶粒の粗大化を抑制する効果があり、靭性の向上に寄与する成分である。その効果を得るためには、Vは0.1%以上が必要である。しかし、Vは0.4%を超えると、粗大な炭窒化物を形成し、靭性および被削性を悪化させる。そこで、Vは0.1〜0.4%とし、好ましくは0.2〜0.4%とする。

0019

N:100超〜500ppm未満
Nは、窒化物を形成するために必要な成分であり、形成された窒化物は結晶粒の粗大化を防止し、靭性の低下を抑制するために、Nは100ppm超が必要である。しかし、Nは500ppm以上であると、粗大な窒化物を形成し靭性を悪化させる。そこで、N:100超〜500ppm未満とし、好ましくは100超〜350ppmとする。

0020

H=2.10C+0.83Si−0.27Cr+0.19(Mo+1/2W)+0.25Vとするとき、H≧0.82
Hは、上記の成分範囲を満たす鋼の焼戻し時に、ニ次硬化に寄与する成分元素の寄与状態を示す値である。上記の成分範囲を満たすとき、C、Mo、W、V量が増えることでM2C型炭化物やM6C型炭化物といった二次硬化を起こす二次炭化物が焼戻処理時に多く析出し、Siはその析出を促進するが、Crが多すぎると一次炭化物として析出して固溶Cを低下させてしまい、二次硬化量が減り、硬さが出ない。これら成分のバランスを式で表したのがHであり、H≧0.82となれば63HRC以上が得られ、好ましくはH≧1.03となればより安定して63HRC以上が得られる。

0021

硬さ:63HRC以上
冷間工具鋼の硬さは、63HRC未満では、高硬度材を加工することができない。そこで、冷硬さは63HRC以上とする。

0022

冷間工具鋼:溶解法により製造
冷間工具鋼は溶解法により製造する方法と粉末冶金により製造する方法があるが、粉末冶金により粉末ハイスとして製造する場合は、材料コストがかかる。そこで、材料コストを抑制するために、冷間工具鋼は溶解法により製造するものとする。

0023

粒径10μm以下のM2C型炭化物やM6C型炭化物の分布密度が150個/mm2以上
粒径10μm以下のM2C型炭化物やM6C型炭化物は、高硬度の焼戻硬さを得るのに必要な炭化物である。ただし、成長して粗大化した10μm超となるM2C型炭化物やM6C型炭化物は硬さに影響しない。また、粒径10μm以下のM2C型炭化物やM6C型炭化物の分布密度が150個/mm2未満であると、63HRC以上の硬さが得られないため、M2C型炭化物やM6C型炭化物の粒径を10μm以下、M2C型炭化物やM6C型炭化物の分布密度は150個/mm2以上とした。

0024

質量%で、表1に示すNo.1〜18の発明鋼とNo.19〜32の比較鋼の各化学成分からなる鋼の100kgを、真空誘導溶解炉にて溶製し、得られた鋼を縦横50mmの角材鍛伸した後、1050℃に加熱し、それぞれ30分保持して空冷する焼入処理し、次いで、発明鋼および比較鋼ともに500〜600℃に加熱して1時間保持した後に空冷する、焼戻処理を2回以上繰り返した。炭化物の分布密度は、前記の焼入焼戻し試料の中心から、縦横10mmで長さ15mmの試験片割り出し鏡面研磨を行った後、長さ方向の面をイオンミリングによって平滑にした試験片を用いた。各試験片のイオンミリングした長さ方向の面を、SEMを用いてその面の中央部を1000倍に拡大したときの組織写真を3枚撮影した。そして各写真内で観測された粒径10μm以下のM2C型炭化物およびM6C型炭化物の分布密度を画像解析装置を用いて測定し、その平均値を分布密度とした。表1に上記の化学成分と、成分元素の寄与状態を示すHの値と、焼入温度と、これらの鋼に形成された粒径10μm以下のM2C型およびM6C型炭化物の分布密度を表1に示す。

0025

0026

さらに、上記の方法で得られた表1に示すNo.1〜18の発明鋼とNo.19〜32の比較鋼における焼戻し処理した鋼材の硬さおよびシャルピー衝撃値を表2に示す。この表2の記載では、鋼材の硬さは、500℃以上の焼戻処理温度範囲で最も高い硬さで評価し、鋼材の硬さが63HRC以上のときは○とし、63HRC未満のときは×とした。靱性を示すシャルピー衝撃値は、前記の焼入焼戻し試料から、縦横10mmで長さ55mmの、10R−2mmCノッチシャルピー試験片を割出し衝撃値の測定を行った。JIS鋼種のSKH51は63HRC以上の硬さが得られる鋼種であり、粉末冶金により製造されたJIS鋼種のSKH51は63HRCで25J/cm2の衝撃値が得られる。そこで、この25J/cm2を基準とし、溶解法により製造の冷間工具鋼において、この25J/cm2以上に高い衝撃値が得られれば良いと評価して○で示し、この25J/cm2より低い衝撃値しか得られなければ悪いと評価して×で示した。

0027

実施例

0028

以上の結果、C、Si、Cr、Mo+W/2、Vいずれかの成分量が低く外れた鋼種は硬さが低く、またC、Si、Mn、Mo+W/2、Vのいずれかの成分量が高く外れた鋼種はシャルピー衝撃値が低く、さらにHの値が範囲外の0.92未満のものは硬さが低く、さらに炭化物分布密度が150個/mm2より低いものは硬さが低いことを示している。

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