JPH0765141B2 - 熱間加工用工具鋼 - Google Patents
熱間加工用工具鋼Info
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- JPH0765141B2 JPH0765141B2 JP60205858A JP20585885A JPH0765141B2 JP H0765141 B2 JPH0765141 B2 JP H0765141B2 JP 60205858 A JP60205858 A JP 60205858A JP 20585885 A JP20585885 A JP 20585885A JP H0765141 B2 JPH0765141 B2 JP H0765141B2
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Classifications
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Metallurgy (AREA)
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Forging (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、熱間鍛造用型、アルミダイカスト型、アルミ
押出ダイスなど各種熱間金型用途に使用して、過酷な熱
的、機械的応力の作用に対して、割れを生ぜず、長寿命
を得ることができ、また割れが生じにくいため、硬さを
上げて使用することができ、この結果として優れた耐摩
耗寿命を得ることを可能にする靭性、延性のレベルが高
く、かつ方向性の少ない等方性を備えた熱間加工用工具
鋼鋼材に関するものである。
押出ダイスなど各種熱間金型用途に使用して、過酷な熱
的、機械的応力の作用に対して、割れを生ぜず、長寿命
を得ることができ、また割れが生じにくいため、硬さを
上げて使用することができ、この結果として優れた耐摩
耗寿命を得ることを可能にする靭性、延性のレベルが高
く、かつ方向性の少ない等方性を備えた熱間加工用工具
鋼鋼材に関するものである。
近年の型の形状複雑化、大型化、成形効率をあげるため
の型面からの冷却の過酷化、鍛造精度をあげるための型
のシャープコーナー化は型の早期大割れの問題を提起
し、また鍛造精度の高度化は型面の僅かなダレ、摩耗の
段階で製品寸法、形状が不良となり、金型が早期に寿命
に達する事例が増加してきた。この場合、早期へたり、
摩耗を防止するため硬さを上げることが検討されたが早
期大割れをまねく結果となっている。
の型面からの冷却の過酷化、鍛造精度をあげるための型
のシャープコーナー化は型の早期大割れの問題を提起
し、また鍛造精度の高度化は型面の僅かなダレ、摩耗の
段階で製品寸法、形状が不良となり、金型が早期に寿命
に達する事例が増加してきた。この場合、早期へたり、
摩耗を防止するため硬さを上げることが検討されたが早
期大割れをまねく結果となっている。
従来の熱間加工用工具鋼鋼材の場合、素材の熱間加工時
のファイバーに沿ってクラックが発生したり進展、破壊
する場合の靭性値即ち鍛伸方向と直角方向の靭性値（Ｔ
方向靭性値）が、ファイバーに対し直角方向にクラック
が進展、破壊する場合の靭性値即ち鍛伸方向の靭性値
（Ｌ方向靭性値）に対して低く、（例えばＴ方向靭性値
/L方向靭性値＝0.6など）従ってファイバー方向に沿っ
て破壊が進行しやすく、素材のＴ方向の靭性、延性改善
が寿命向上のための最重要課題であった。
のファイバーに沿ってクラックが発生したり進展、破壊
する場合の靭性値即ち鍛伸方向と直角方向の靭性値（Ｔ
方向靭性値）が、ファイバーに対し直角方向にクラック
が進展、破壊する場合の靭性値即ち鍛伸方向の靭性値
（Ｌ方向靭性値）に対して低く、（例えばＴ方向靭性値
/L方向靭性値＝0.6など）従ってファイバー方向に沿っ
て破壊が進行しやすく、素材のＴ方向の靭性、延性改善
が寿命向上のための最重要課題であった。
従来の鋼材の場合、鍛伸方向に平行な方向の靭性値（Ｌ
方向靭性値）に対し、直角方向のサンプルによる靭、延
性（Ｔ方向靭性値）のレベルは上記のようにたとえば平
行方向サンプルの場合の60％と明らかに低いのが通例で
あり、金型の耐割れ寿命は、この靭、延性の低い直角方
向の靭、延性のレベルによって左右される場合が多かっ
た。その差の原因としては、鍛伸方向に長く伸びた非金
属介在物や密集した介在物の部分に剥離状破壊を生じや
すく、このためファイバー方向に沿ってクラックが発
生、進展しやすくなること、また鍛伸方向に伸びた縞状
偏析の成分偏析濃度が高く、また縞幅が広く、ファイバ
ー方向に強い方向性を持って配列している場合、縞状偏
析に沿ってクラックが直線的に進みやすく、これが直角
方向の靭性を低下させている主因であった。
方向靭性値）に対し、直角方向のサンプルによる靭、延
性（Ｔ方向靭性値）のレベルは上記のようにたとえば平
行方向サンプルの場合の60％と明らかに低いのが通例で
あり、金型の耐割れ寿命は、この靭、延性の低い直角方
向の靭、延性のレベルによって左右される場合が多かっ
た。その差の原因としては、鍛伸方向に長く伸びた非金
属介在物や密集した介在物の部分に剥離状破壊を生じや
すく、このためファイバー方向に沿ってクラックが発
生、進展しやすくなること、また鍛伸方向に伸びた縞状
偏析の成分偏析濃度が高く、また縞幅が広く、ファイバ
ー方向に強い方向性を持って配列している場合、縞状偏
析に沿ってクラックが直線的に進みやすく、これが直角
方向の靭性を低下させている主因であった。
本発明ではとくに鍛伸方向にのびやすい硫化物系介在物
の量と大きさを極限まで減じ、また珪酸塩系、酸化物系
介在物とも極少量に減らした極清浄鋼を効率よく得、さ
らに適切な拡散ソーキングによるミクロ偏析の低減、素
延係数の適切な管理をした熱間加工による非金属介在物
の形状のコントロール等を組み合わせることにより、前
述した形態による破壊の傾向を減じ、鍛伸方向および直
角方向の靭性レベルをともに高め、かつ直角方向の靭性
値を平行方向のそれと同等ないしこれに準ずるレベル
（等方性）まで高めようとするものであり、また溶解、
造塊方法については真空再溶解や消耗電極式再溶解など
のコストアップや能率低下をまねく特殊な方法によらず
電気炉精錬−炉外精錬等の大量生産方式の中で解決を行
なったものである。
の量と大きさを極限まで減じ、また珪酸塩系、酸化物系
介在物とも極少量に減らした極清浄鋼を効率よく得、さ
らに適切な拡散ソーキングによるミクロ偏析の低減、素
延係数の適切な管理をした熱間加工による非金属介在物
の形状のコントロール等を組み合わせることにより、前
述した形態による破壊の傾向を減じ、鍛伸方向および直
角方向の靭性レベルをともに高め、かつ直角方向の靭性
値を平行方向のそれと同等ないしこれに準ずるレベル
（等方性）まで高めようとするものであり、また溶解、
造塊方法については真空再溶解や消耗電極式再溶解など
のコストアップや能率低下をまねく特殊な方法によらず
電気炉精錬−炉外精錬等の大量生産方式の中で解決を行
なったものである。
即ち本発明の第１発明は、重量比でC0.10〜0.70％,Si≦
2.00％,Mn≦2.00％,Cr≦7.00％,WおよびMoの単独または
複合で（1/2W＋Mo）0.20〜12.00％,V≦3.00％、さらにS
0.005％未満、Ｏが30ppm未満であり、残部が実質的にFe
からなる組成を有し、鋼中に存在する非金属介在物の清
浄度がJIS dA60×400≦0.010％,d（Ｂ＋Ｃ）60×400≦
0.020％であることを特徴とする熱間加工用工具鋼であ
る。上記第１発明の鋼は、鍛伸方向の靭性値（Ｌ方向靭
性値）とその直角方向の靭性値（Ｔ方向靭性値）の比で
あるＴ方向靭性値/L方向靭性値が0.70を越える等方性で
あるのがよい。
2.00％,Mn≦2.00％,Cr≦7.00％,WおよびMoの単独または
複合で（1/2W＋Mo）0.20〜12.00％,V≦3.00％、さらにS
0.005％未満、Ｏが30ppm未満であり、残部が実質的にFe
からなる組成を有し、鋼中に存在する非金属介在物の清
浄度がJIS dA60×400≦0.010％,d（Ｂ＋Ｃ）60×400≦
0.020％であることを特徴とする熱間加工用工具鋼であ
る。上記第１発明の鋼は、鍛伸方向の靭性値（Ｌ方向靭
性値）とその直角方向の靭性値（Ｔ方向靭性値）の比で
あるＴ方向靭性値/L方向靭性値が0.70を越える等方性で
あるのがよい。
また、上記第１発明の鋼の範囲は、Ｓが0.003％未満、
非金属介在物の清浄度がJIS dA60×400≦0.005％、Ｔ方
向靭性値/L方向靭性値が0.85以上の等方性とするのがよ
い。
非金属介在物の清浄度がJIS dA60×400≦0.005％、Ｔ方
向靭性値/L方向靭性値が0.85以上の等方性とするのがよ
い。
さらに第２発明は、重量比でC0.10〜0.70％,Si≦2.00
％,Mn≦2.00％,Cr≦7.00％,WおよびMoの単独または複合
で（1/2W＋Mo）0.20〜12.00％,V≦3.00％を含有し、更
にNi≦4.00％,Co≦6.50％,N≦0.20％の一種以上、さら
にS0.005％未満、Ｏが30ppm未満であり、残部が実質的
にFeからなる組成を有し、鋼中に存在する非金属介在物
の清浄度がJIS dA60×400≦0.010％,d（Ｂ＋Ｃ）60×40
0≦0.020％であることを特徴とする熱間加工用工具鋼で
ある。上記第２発明の鋼は、鍛伸方向の靭性値（Ｌ方向
靭性値）とその直角方向の靭性値（Ｔ方向靭性値）の比
であるＴ方向靭性値/L方向靭性値が0.70を越える等方性
であるのがよい。
％,Mn≦2.00％,Cr≦7.00％,WおよびMoの単独または複合
で（1/2W＋Mo）0.20〜12.00％,V≦3.00％を含有し、更
にNi≦4.00％,Co≦6.50％,N≦0.20％の一種以上、さら
にS0.005％未満、Ｏが30ppm未満であり、残部が実質的
にFeからなる組成を有し、鋼中に存在する非金属介在物
の清浄度がJIS dA60×400≦0.010％,d（Ｂ＋Ｃ）60×40
0≦0.020％であることを特徴とする熱間加工用工具鋼で
ある。上記第２発明の鋼は、鍛伸方向の靭性値（Ｌ方向
靭性値）とその直角方向の靭性値（Ｔ方向靭性値）の比
であるＴ方向靭性値/L方向靭性値が0.70を越える等方性
であるのがよい。
また、上記第２発明の範囲は、Ｓが0.003％未満、非金
属介在物の清浄度がJIS dA60×400≦0.005％、Ｔ方向靭
性値/L方向靭性値が0.85以上の等方性とするのがよい。
属介在物の清浄度がJIS dA60×400≦0.005％、Ｔ方向靭
性値/L方向靭性値が0.85以上の等方性とするのがよい。
上記第１発明の鋼および第２発明の鋼の組成に、特殊炭
化物形成元素Nb,Tiなどを単独あるいは複合で0.50％以
下、金属間化合物形成による析出強化付与元素Cu,B,Al,
Beなどを単独あるいは複合で3.00％以下等各種添加元素
を含有させることができる。
化物形成元素Nb,Tiなどを単独あるいは複合で0.50％以
下、金属間化合物形成による析出強化付与元素Cu,B,Al,
Beなどを単独あるいは複合で3.00％以下等各種添加元素
を含有させることができる。
本発明の熱間加工用工具鋼として必要な各種元素の役割
を次に述べる。
を次に述べる。
Ｃは焼入れ加熱時に基地に固溶して必要な焼入れ硬さを
与え、また焼もどし時特殊炭化物形成元素との間に特殊
炭化物を形成、析出し、焼もどしにおける軟化抵抗と高
温強度を与え、また残留炭化物を形成して高温での耐摩
耗性を付与し、焼入れ加熱時の結晶粒の粗大化を防ぐ作
用を有し、不可欠の重要な元素である。多すぎると炭化
物量が過度に増加し、熱間工具としての必要な靭性が保
持できず、また高温強度の低下もまねくので0.70％以下
とし、低すぎると上記添加の効果が得られないので0.10
％以上とする。
与え、また焼もどし時特殊炭化物形成元素との間に特殊
炭化物を形成、析出し、焼もどしにおける軟化抵抗と高
温強度を与え、また残留炭化物を形成して高温での耐摩
耗性を付与し、焼入れ加熱時の結晶粒の粗大化を防ぐ作
用を有し、不可欠の重要な元素である。多すぎると炭化
物量が過度に増加し、熱間工具としての必要な靭性が保
持できず、また高温強度の低下もまねくので0.70％以下
とし、低すぎると上記添加の効果が得られないので0.10
％以上とする。
Siは製造上脱酸元素としての使用が一般に必要であり、
また用途に応じ耐酸化性や500〜600℃以下での焼もどし
軟化抵抗を高め、またA1変態点を上げることのために目
的、用途により添加量は調整される。多すぎると靭性低
下をまねき、また熱電導性を過度に低下させるので2.00
％以下とする。
また用途に応じ耐酸化性や500〜600℃以下での焼もどし
軟化抵抗を高め、またA1変態点を上げることのために目
的、用途により添加量は調整される。多すぎると靭性低
下をまねき、また熱電導性を過度に低下させるので2.00
％以下とする。
Mnは基地に固溶して焼入れ性を高める効果が大きい。Mn
は上記添加効果を得るために目的、用途により添加量を
調整する。多すぎると焼なまし硬さを過度に高くし、被
切削性を低下させ、またA1変態点を過度に低くするので
2.00以下とする。
は上記添加効果を得るために目的、用途により添加量を
調整する。多すぎると焼なまし硬さを過度に高くし、被
切削性を低下させ、またA1変態点を過度に低くするので
2.00以下とする。
Crは工具として必要とされる焼入れ性を与えるための最
も重要な元素である。また、耐酸化性やA1変態点の上
昇、また残留炭化物を形成して焼入れ加熱時の結晶粒の
粗大化を抑制し、また耐摩耗性を高め、焼もどし時特殊
炭化物を析出して昇温時の軟化抵抗を改善し、高温強度
を高めるなどの効果を与えるために添加される。多すぎ
るとCr炭化物を過度に形成しかえって高温強度の低下を
もたらすので7.00以下とする。なお、無添加の場合もあ
るが、上記添加の効果を得るために一般には0.70％以上
含有させるとよい。
も重要な元素である。また、耐酸化性やA1変態点の上
昇、また残留炭化物を形成して焼入れ加熱時の結晶粒の
粗大化を抑制し、また耐摩耗性を高め、焼もどし時特殊
炭化物を析出して昇温時の軟化抵抗を改善し、高温強度
を高めるなどの効果を与えるために添加される。多すぎ
るとCr炭化物を過度に形成しかえって高温強度の低下を
もたらすので7.00以下とする。なお、無添加の場合もあ
るが、上記添加の効果を得るために一般には0.70％以上
含有させるとよい。
ＷおよびMoは特殊炭化物を形成するもので、残留炭化物
形成により焼入れ加熱時の組織粗大化を防止し、また焼
もどし時微細な特殊炭化物を析出し、焼もどし軟化抵抗
と高温強度を高めるための最も重要な添加元素である。
またA1変態点を高める効果を有する。Ｗはとくに高温強
度、耐摩耗性を高める効果が大きく、一方Moは靭性の点
でＷの場合より有利である。多すぎると粗大な炭化物を
形成し靭性の過度の低下をまねくのでＷおよびMoの単独
または複合（1/2W＋Mo）で12.00％以下とし、低すぎる
と上記添加の効果が不足するので0.20％以上とする。
形成により焼入れ加熱時の組織粗大化を防止し、また焼
もどし時微細な特殊炭化物を析出し、焼もどし軟化抵抗
と高温強度を高めるための最も重要な添加元素である。
またA1変態点を高める効果を有する。Ｗはとくに高温強
度、耐摩耗性を高める効果が大きく、一方Moは靭性の点
でＷの場合より有利である。多すぎると粗大な炭化物を
形成し靭性の過度の低下をまねくのでＷおよびMoの単独
または複合（1/2W＋Mo）で12.00％以下とし、低すぎる
と上記添加の効果が不足するので0.20％以上とする。
Ｖは強力な炭化物形成元素であり、残留炭化物を形成し
て結晶粒微細化の効果が大きく、また高温での耐摩耗性
向上を与える。
て結晶粒微細化の効果が大きく、また高温での耐摩耗性
向上を与える。
また焼もどし時、微細な炭化物を基地中に析出し、Ｗ、
Moとの共同添加により600〜650℃以上の高温域での強度
を高める効果が大きく、またA1変態点を高める効果を与
える。Ｖは上記効果を得るために添加されるが、多すぎ
ると粗大な炭化物を形成し、靭性の低下をまねくので3.
00％以下とする。なお無添加の場合もあるが、上記添加
の効果を得るために一般的には0.05％以上含有させると
よい。
Moとの共同添加により600〜650℃以上の高温域での強度
を高める効果が大きく、またA1変態点を高める効果を与
える。Ｖは上記効果を得るために添加されるが、多すぎ
ると粗大な炭化物を形成し、靭性の低下をまねくので3.
00％以下とする。なお無添加の場合もあるが、上記添加
の効果を得るために一般的には0.05％以上含有させると
よい。
Niは基地に固溶して靭性を高め、また焼入性を高めるた
めに目的、用途により添加される。多すぎると焼なまし
硬さを過度に高くし、被切削性を低下させ、またA1変態
点の過度の低下をまねくので4.00％以下とする。
めに目的、用途により添加される。多すぎると焼なまし
硬さを過度に高くし、被切削性を低下させ、またA1変態
点の過度の低下をまねくので4.00％以下とする。
Coは基地に固溶して高温強度を高める作用を有する。ま
た焼入加熱時のオーステナイト中への炭化物の固溶限を
高め、焼もどし時の特殊炭化物の析出量を増加させ、ま
た昇温時の析出炭化物の凝集抵抗を高め、この面からも
高温強度特性を改善する効果を与える。また工具の使用
時の昇温により表面に緻密な密着性の酸化被膜を形成さ
せ、高温での耐摩耗性、耐焼付性を高める効果を与え
る。
た焼入加熱時のオーステナイト中への炭化物の固溶限を
高め、焼もどし時の特殊炭化物の析出量を増加させ、ま
た昇温時の析出炭化物の凝集抵抗を高め、この面からも
高温強度特性を改善する効果を与える。また工具の使用
時の昇温により表面に緻密な密着性の酸化被膜を形成さ
せ、高温での耐摩耗性、耐焼付性を高める効果を与え
る。
Coは上記目的のために目的、用途により添加されるが、
多すぎると靭性を低下させるので6.50％以下とする。
多すぎると靭性を低下させるので6.50％以下とする。
Ｎは基地や炭化物中に固溶して結晶粒を微細化し、靭性
を高めるために、またオーステナイトフォーマーとして
低Ｃの場合にも焼入加熱時のフェライト残存を防ぎ靭性
にすぐれた合金組成の組合せを可能とするものである。
Ｎは上記効果を得るために目的、用途により添加される
が、Crなど熱間工具鋼の合金組成の範囲内で添加可能な
限界量が存在するため0.20％以下とする。
を高めるために、またオーステナイトフォーマーとして
低Ｃの場合にも焼入加熱時のフェライト残存を防ぎ靭性
にすぐれた合金組成の組合せを可能とするものである。
Ｎは上記効果を得るために目的、用途により添加される
が、Crなど熱間工具鋼の合金組成の範囲内で添加可能な
限界量が存在するため0.20％以下とする。
Nb、Tiは強力な炭化物形成元素で、結晶粒の微細化や焼
もどし時の凝集抵抗のとくに大きい微細炭化物の析出に
より650℃以上の高温域における軟化抵抗や高温強度を
高める効果がある。上記効果を得るため目的、用途によ
り添加される。多すぎると粗大な固溶しにくい炭化物を
形成し靭性の低下をまねくので、複合あるいは単独添加
で0.5％以下とする。
もどし時の凝集抵抗のとくに大きい微細炭化物の析出に
より650℃以上の高温域における軟化抵抗や高温強度を
高める効果がある。上記効果を得るため目的、用途によ
り添加される。多すぎると粗大な固溶しにくい炭化物を
形成し靭性の低下をまねくので、複合あるいは単独添加
で0.5％以下とする。
Cu、Ｂ、Al、Beは金属間化合物を形成し析出効果をもた
らし、昇温時の軟化抵抗、高温強度を改善する効果をも
たらす。多すぎると靭性を低下させるので、単独あるい
は複合で3.00％以下とする。
らし、昇温時の軟化抵抗、高温強度を改善する効果をも
たらす。多すぎると靭性を低下させるので、単独あるい
は複合で3.00％以下とする。
第１表にJISのSKD61相当組成の本発明鋼、比較鋼および
従来鋼の組成と非金属介在物の清浄度を示す。
従来鋼の組成と非金属介在物の清浄度を示す。
第１図にSKD61組成の実体金型用鋼材におけるＳ量とJIS
法による非金属介在物清浄度、鍛伸方向（Ｌ方向）とそ
の直角方向（Ｔ方向）の平面歪み破壊靭性値KICとの関
係についての実験例を示す。
法による非金属介在物清浄度、鍛伸方向（Ｌ方向）とそ
の直角方向（Ｔ方向）の平面歪み破壊靭性値KICとの関
係についての実験例を示す。
この場合の鍛練成形比は15（素延係数は6.5）である。
Ｓ量0.014から0.006％までの減少に対し、硫化物系介在
物の量、大きさは漸減し、それと共にKICは漸増する
が、Ｓ量が0.005％未満を境にとくにＳ量が0.003％未満
でＴ方向のKIC値は急増し、Ｌ、Ｔ方向による差が急減
することが認められる。
Ｓ量0.014から0.006％までの減少に対し、硫化物系介在
物の量、大きさは漸減し、それと共にKICは漸増する
が、Ｓ量が0.005％未満を境にとくにＳ量が0.003％未満
でＴ方向のKIC値は急増し、Ｌ、Ｔ方向による差が急減
することが認められる。
Ｓ量の減少によりＴ方向TPによる靭性値が増大し、Ｌ方
向のそれに近付く方向に向うことは従来から指摘されて
いたが、本発明者らの詳細な研究究明の結果、熱間加工
用工具鋼においてＳ量が0.005％未満とくに0.003％付近
にその効果が著しく急増する特殊点があり、これ以下の
Ｓ量で急激にＴ方向の靭性値が増加することが新たに見
出され、各種熱間金型として予想をはるかに越える優れ
た特性が得られたものである。
向のそれに近付く方向に向うことは従来から指摘されて
いたが、本発明者らの詳細な研究究明の結果、熱間加工
用工具鋼においてＳ量が0.005％未満とくに0.003％付近
にその効果が著しく急増する特殊点があり、これ以下の
Ｓ量で急激にＴ方向の靭性値が増加することが新たに見
出され、各種熱間金型として予想をはるかに越える優れ
た特性が得られたものである。
第２図に熱処理（焼入れ、焼もどし）硬さHRC45のSKD61
相当鋼材でのS0.002％の本発明鋼およびS0.014％の従来
鋼について素延係数０〜20と、Ｌ、Ｔ方向のKIC値の関
係を示す。
相当鋼材でのS0.002％の本発明鋼およびS0.014％の従来
鋼について素延係数０〜20と、Ｌ、Ｔ方向のKIC値の関
係を示す。
この場合鍛伸に移る前に据込みを入れており、トータル
鍛練成形比は０〜50となっている。
鍛練成形比は０〜50となっている。
本結果ではS0.014％の従来鋼は素延係数２以上でＴ方向
試料の靭性値の増加がみられ、素延係数４〜６付近で靭
性値は最大となるが、Ｌ方向の場合のKIC値の約６割
（Ｔ方向靭性値/L方向靭性値の比が約0.6）の値にしか
ならず、素延係数10前後以上では減少の傾向を示す。
試料の靭性値の増加がみられ、素延係数４〜６付近で靭
性値は最大となるが、Ｌ方向の場合のKIC値の約６割
（Ｔ方向靭性値/L方向靭性値の比が約0.6）の値にしか
ならず、素延係数10前後以上では減少の傾向を示す。
これに対して、S0.002％の本発明鋼のもののＴ方向試料
の靭性値は素延係数２付近で従来材の場合よりも大きく
増大し、４〜10付近で最大とり、その値はS0.014％の従
来鋼のＴ方向は勿論のことＬ方向よりも明らかに高く、
本発明鋼のＬ方向のKIC値の９割以上（Ｔ方向靭性値/L
方向靭性値の比が0.85以上）のKIC値を示す。かつ素延
係数の増加にともなうＴ方向試料のKIC値の減少が従来
材と比較しても生じにくく、素延係数20前後でもＴ方向
TPのKIC値の低下は僅少である。すなわち鍛練成形比と
しては、1.5以上（ただし素延係数１〜20）、望ましく
は４以上（ただし素延係数４〜10）である。
の靭性値は素延係数２付近で従来材の場合よりも大きく
増大し、４〜10付近で最大とり、その値はS0.014％の従
来鋼のＴ方向は勿論のことＬ方向よりも明らかに高く、
本発明鋼のＬ方向のKIC値の９割以上（Ｔ方向靭性値/L
方向靭性値の比が0.85以上）のKIC値を示す。かつ素延
係数の増加にともなうＴ方向試料のKIC値の減少が従来
材と比較しても生じにくく、素延係数20前後でもＴ方向
TPのKIC値の低下は僅少である。すなわち鍛練成形比と
しては、1.5以上（ただし素延係数１〜20）、望ましく
は４以上（ただし素延係数４〜10）である。
第３図に熱処理（焼入れ、焼もどし）硬さHRC45でS0.00
2％のSKD61組成の本発明鋼材につき素延係数5.0、鍛練
成形比12.0の場合の鋼塊ソーキングおよび鍛練成形比2.
3（素延係数１）の段階で鋼片ソーキング処理を施した
場合の鍛造仕上後のＴ方向のシャルピー衝撃値の向上効
果を示す。この場合のソーキング温度は1200℃以上であ
る。
2％のSKD61組成の本発明鋼材につき素延係数5.0、鍛練
成形比12.0の場合の鋼塊ソーキングおよび鍛練成形比2.
3（素延係数１）の段階で鋼片ソーキング処理を施した
場合の鍛造仕上後のＴ方向のシャルピー衝撃値の向上効
果を示す。この場合のソーキング温度は1200℃以上であ
る。
ソーキング処理により凝固時のミクロ偏析を低減させる
ことにより、Ｔ方向シャルピー衝撃値/L方向シャルピー
衝撃値の比はソーキングなしの場合0.88であるのに対
し、鋼塊ソーキングを施したものは0.90、鋼片ソーキン
グを施したものは0.92でソーキングを施すことによりシ
ャルピー衝撃値が向上していることが認められた。
ことにより、Ｔ方向シャルピー衝撃値/L方向シャルピー
衝撃値の比はソーキングなしの場合0.88であるのに対
し、鋼塊ソーキングを施したものは0.90、鋼片ソーキン
グを施したものは0.92でソーキングを施すことによりシ
ャルピー衝撃値が向上していることが認められた。
本発明鋼を得るためには電気炉中にてあらかじめ酸化精
錬→還元精錬まで進めて溶鋼中の〔Ｏ〕量を100ppm以下
としたのち炉外精錬により脱硫、脱酸を効率的に進める
ことが有効である。
錬→還元精錬まで進めて溶鋼中の〔Ｏ〕量を100ppm以下
としたのち炉外精錬により脱硫、脱酸を効率的に進める
ことが有効である。
この際スラグー溶鋼反応による脱硫を効率よく進ませる
ため電磁攪拌方式の炉外精錬により脱硫を短期間にS0.0
05％未満の極低レベルまで進ませること、この際同時に
下方からAr吹込みにより溶鋼中の〔Ｏ〕量を30PPm未満
まで一層低減させ、脱硫効果を一層加速させることなど
がより有効である。
ため電磁攪拌方式の炉外精錬により脱硫を短期間にS0.0
05％未満の極低レベルまで進ませること、この際同時に
下方からAr吹込みにより溶鋼中の〔Ｏ〕量を30PPm未満
まで一層低減させ、脱硫効果を一層加速させることなど
がより有効である。
前述の第１表に示すように、本発明鋼はＳが0.005％未
満、Ｏが30PPm未満であり、望ましくはＳが0.003％未
満、Ｏが20PPm未満であり、従来鋼に比して極めて少な
い。また鋼中に存在する非金属介在物の清浄度として
は、JIS dA60×400≦0.010％,d（Ｂ＋Ｃ）60×400≦0.0
20％であり、望ましくはdA60×400≦0.005％で従来鋼に
比して硫化物系介在物や酸化物系介在物の量および大き
さが極めて減じられている。
満、Ｏが30PPm未満であり、望ましくはＳが0.003％未
満、Ｏが20PPm未満であり、従来鋼に比して極めて少な
い。また鋼中に存在する非金属介在物の清浄度として
は、JIS dA60×400≦0.010％,d（Ｂ＋Ｃ）60×400≦0.0
20％であり、望ましくはdA60×400≦0.005％で従来鋼に
比して硫化物系介在物や酸化物系介在物の量および大き
さが極めて減じられている。
第４図に熱処理（焼入れ、焼もどし）硬さHRC44でS0.00
2％のSKD61組成の本発明鋼材およびS0.014％のSKD61組
成の従来鋼材のＴ方向試験片による衝撃遷移特性を示
す。
2％のSKD61組成の本発明鋼材およびS0.014％のSKD61組
成の従来鋼材のＴ方向試験片による衝撃遷移特性を示
す。
試験片はJIS Vノッチシャルピー試験片で20〜300℃で試
験を行ない、破断の吸収エネルギーの変化を調べた。
験を行ない、破断の吸収エネルギーの変化を調べた。
素材の鍛練成形比は12.5、素延係数は5.0である。S0.01
4％の従来鋼材の場合50％脆性破面遷移温度は50〜100℃
で、試験温度に対する吸収エネルギーの増加がみられる
が、100℃を越える温度域ではその増加の度合いが小さ
い。
4％の従来鋼材の場合50％脆性破面遷移温度は50〜100℃
で、試験温度に対する吸収エネルギーの増加がみられる
が、100℃を越える温度域ではその増加の度合いが小さ
い。
これに対し、本発明鋼材の場合50％脆性破面遷移温度は
同様に50〜100℃であるが、試験温度の上昇に対する吸
収エネルギーの増加度は明らかに大きい。
同様に50〜100℃であるが、試験温度の上昇に対する吸
収エネルギーの増加度は明らかに大きい。
このために本発明鋼材を用いた金型の場合、型予熱によ
る衝撃吸収エネルギーを大きくすることができ、割れ低
減効果が従来鋼材の場合に対し、際立って大きいことが
認められる。
る衝撃吸収エネルギーを大きくすることができ、割れ低
減効果が従来鋼材の場合に対し、際立って大きいことが
認められる。
第２表に、 0.52％Ｃ−0.21％Si−0.85％Mn−1.65％Ni−1.03％Cr−
0.40％Mo−0.16％Ｖ−balFeのSKT4、 0.40％Ｃ−0.22％Si−0.34％Mn−4.36％Cr−4.35％Ｗ−
0.35％Mo−1.98％Ｖ−4.30％Co−balFeのSKD8、 0.19％Ｃ−0.25％Si−0.60％Mn−3.32％Ni−3.42％Mo−
balFeの3Ni−3Mo系、 0.31％Ｃ−0.33％Si−0.65％Mn−10.25％Cr−1.58％Mo
−0.97％Ｖ−balFeの10Cr−Mo−Ｖ−Ｎ系 の数種の熱間工具鋼について、本発明鋼材と従来の鋼材
のＬ方向およびＴ方向の平面歪み破壊靭性値並びにＴ方
向靭性値とＬ方向靭性値の比を示す。
0.40％Mo−0.16％Ｖ−balFeのSKT4、 0.40％Ｃ−0.22％Si−0.34％Mn−4.36％Cr−4.35％Ｗ−
0.35％Mo−1.98％Ｖ−4.30％Co−balFeのSKD8、 0.19％Ｃ−0.25％Si−0.60％Mn−3.32％Ni−3.42％Mo−
balFeの3Ni−3Mo系、 0.31％Ｃ−0.33％Si−0.65％Mn−10.25％Cr−1.58％Mo
−0.97％Ｖ−balFeの10Cr−Mo−Ｖ−Ｎ系 の数種の熱間工具鋼について、本発明鋼材と従来の鋼材
のＬ方向およびＴ方向の平面歪み破壊靭性値並びにＴ方
向靭性値とＬ方向靭性値の比を示す。
従来鋼材の場合Ｔ方向の靭性が低く、Ｔ方向靭性値/L方
向靭性値の比が0.70未満であるのに対し、本発明鋼材の
Ｔ方向の靭性が際立ってすぐれており、かつＴ方向靭性
値/L方向靭性値の比が0.70をはるかに越える0.85以上の
優れた等方性を備えていることがわかる。
向靭性値の比が0.70未満であるのに対し、本発明鋼材の
Ｔ方向の靭性が際立ってすぐれており、かつＴ方向靭性
値/L方向靭性値の比が0.70をはるかに越える0.85以上の
優れた等方性を備えていることがわかる。
また第３表に本発明鋼材および従来材を熱間プレス鍛造
型に使用した場合の型寿命の比較例を示す。
型に使用した場合の型寿命の比較例を示す。
本発明鋼材の適用によりクラックの発生が遅く、進みに
くくなり、かつ大割れが生じないので型寿命が従来材の
２倍に向上し、安定化がはかられ実用性能が大幅に改善
されることが明らかとなった。
くくなり、かつ大割れが生じないので型寿命が従来材の
２倍に向上し、安定化がはかられ実用性能が大幅に改善
されることが明らかとなった。
またSKD61組成の本発明鋼材を用いたアルミダイカスト
金型およびSKT4組成の本発明鋼材を用いた熱間ハンマー
金型においても、従来材を用いた場合の２〜３倍の長寿
命が得られている。
金型およびSKT4組成の本発明鋼材を用いた熱間ハンマー
金型においても、従来材を用いた場合の２〜３倍の長寿
命が得られている。
以上示したように、本発明の熱間加工用工具鋼は靭性、
延性のレベルが高く、かつＴ方向とＬ方向の特性の差が
少ない等方性を備えているために、適用した各種熱間金
型において、早期大割れを生じず、クラックの発生が遅
く、進みにくいので型の長寿命並びに安定化が達成でき
る。
延性のレベルが高く、かつＴ方向とＬ方向の特性の差が
少ない等方性を備えているために、適用した各種熱間金
型において、早期大割れを生じず、クラックの発生が遅
く、進みにくいので型の長寿命並びに安定化が達成でき
る。
第１図はＳ量と硫化物介在物面積率、鍛伸方向（Ｌ方
向）とその直角方向（Ｔ方向）の平面歪み破壊靭性値KI
Cとの関係を示す図、第２図は素延係数とシャルピー衝
撃値との関係を示す図、第３図はシャルピー衝撃値に及
ぼすソーキングの影響を示す図、第４図はＴ方向におけ
る衝撃遷移特性を示す図である。
向）とその直角方向（Ｔ方向）の平面歪み破壊靭性値KI
Cとの関係を示す図、第２図は素延係数とシャルピー衝
撃値との関係を示す図、第３図はシャルピー衝撃値に及
ぼすソーキングの影響を示す図、第４図はＴ方向におけ
る衝撃遷移特性を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 中尾 敦輔 島根県安来市安来町2107番地の２ 日立金 属株式会社安来工場内 (56)参考文献 特開 昭60−59053（ＪＰ，Ａ)
Claims (6)
- 【請求項１】重量比でC0.10〜0.70％,Si≦2.00％,Mn≦
2.00％,Cr≦7.00％,WおよびMoの単独または複合で（1/2
W＋Mo）0.20〜12.00％,V≦3.00％、さらにS0.005％未
満、Ｏが30ppm未満であり、残部が実質的にFeからなる
組成を有し、鋼中に存在する非金属介在物の清浄度がJI
S dA60×400≦0.010％,d（Ｂ＋Ｃ）60×400≦0.020％で
あることを特徴とする熱間加工用工具鋼。 - 【請求項２】鍛伸方向の靭性値（Ｌ方向靭性値）とその
直角方向の靭性値（Ｔ方向靭性値）の比であるＴ方向靭
性値/L方向靭性値が0.70を越える等方性である特許請求
の範囲第１項に記載の熱間加工用工具鋼。 - 【請求項３】特許請求の範囲第１項に記載のうち、Ｓが
0.003％未満、非金属介在物の清浄度がJIS dA60×400≦
0.005％、Ｔ方向靭性値/L方向靭性値が0.85以上の等方
性である熱間加工用工具鋼。 - 【請求項４】重量比でC0.10〜0.70％,Si≦2.00％,Mn≦
2.00％,Cr≦7.00％,WおよびMoの単独または複合で（1/2
W＋Mo）0.20〜12.00％,V≦3.00％を含有し、更にNi≦4.
00％,Co≦6.50％,N≦0.20％の一種以上、さらにS0.005
％未満,Oが30ppm未満であり、残部が実質的にFeからな
る組成を有し、鋼中に存在する非金属介在物の清浄度が
JIS dA60×400≦0.010％,d（Ｂ＋Ｃ）60×400≦0.020％
であることを特徴とする熱間加工用工具鋼。 - 【請求項５】鍛伸方向の靭性値（Ｌ方向靭性値）とその
直角方向の靭性値（Ｔ方向靭性値）の比であるＴ方向靭
性値/L方向靭性値が0.70を越える等方性である特許請求
の範囲第４項に記載の熱間加工用工具鋼。 - 【請求項６】特許請求の範囲第４項に記載の熱間加工用
工具鋼のうち、Ｓが0.003％未満、非金属介在物の清浄
度がJIS dA60×400≦0.005％、Ｔ方向靭性値/L方向靭性
値が0.85以上の等方性である熱間加工用工具鋼。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60205858A JPH0765141B2 (ja) | 1985-09-18 | 1985-09-18 | 熱間加工用工具鋼 |
| US06/906,031 US4729872A (en) | 1985-09-18 | 1986-09-10 | Isotropic tool steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60205858A JPH0765141B2 (ja) | 1985-09-18 | 1985-09-18 | 熱間加工用工具鋼 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20912398A Division JP2952245B2 (ja) | 1998-07-24 | 1998-07-24 | 熱間加工用工具鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6267152A JPS6267152A (ja) | 1987-03-26 |
| JPH0765141B2 true JPH0765141B2 (ja) | 1995-07-12 |
Family
ID=16513877
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60205858A Expired - Fee Related JPH0765141B2 (ja) | 1985-09-18 | 1985-09-18 | 熱間加工用工具鋼 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4729872A (ja) |
| JP (1) | JPH0765141B2 (ja) |
Cited By (1)
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|---|---|---|---|---|
| KR20130114261A (ko) * | 2011-01-28 | 2013-10-16 | 씨알에스 홀딩즈 인코포레이티드 | 고강도 고인성 강합금 |
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| JP2602903B2 (ja) * | 1988-06-24 | 1997-04-23 | 日立金属株式会社 | 温間および熱間加工用工具鋼 |
| JP2746919B2 (ja) * | 1988-06-30 | 1998-05-06 | 日立金属株式会社 | 温間および熱間加工用工具鋼 |
| JP2730745B2 (ja) * | 1988-12-09 | 1998-03-25 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 耐食転動部品用鋼および転動部品 |
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