JP2003268499A - High-speed tool steel quenchable at low temperature - Google Patents
High-speed tool steel quenchable at low temperatureInfo
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Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】この発明は切削工具及び熱間
・温間ないし冷間における鍛造，圧造，据込み，剪断等
の各種工具に利用される高速度工具鋼に関し、特に低温
焼入れが可能な高速度工具鋼に関する。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a cutting tool and a high-speed tool steel used for various tools such as forging, forging, upsetting, and shearing in hot / warm or cold, and particularly low temperature quenching is possible. Regarding high speed tool steel.
【０００２】[0002]
【従来の技術】従来、高硬度（ＨＲＣ６５以上）にて使
用される切削工具や圧造工具等は、その成分より高速度
工具鋼と総称されている。Coを添加しない代表的な高速
度工具鋼としてJIS-SKH51を挙げることができる。2. Description of the Related Art Conventionally, cutting tools, forging tools, etc. used with high hardness (HRC 65 or more) are generally referred to as high speed tool steel due to their components. JIS-SKH51 can be mentioned as a typical high speed tool steel to which Co is not added.
【０００３】この高速度工具鋼の成分面での特徴は、重
量％でCを１％前後含有し、Crを4％、Mo，Wを10％前
後、Vを1％以上含有している。この高速度工具鋼は一般
に焼入れ焼戻し処理を行い、切削工具，圧造工具等に要
求される高硬度，高耐摩耗性を付与し使用されている。
この高速度工具鋼の熱処理は、１２００℃程度の高温度
より焼入れし、５００〜６００℃にて焼戻すことにより
高硬度（ＨＲＣ６５）を確保している。The characteristics of this high-speed tool steel in terms of composition are that it contains about 1% C by weight, 4% Cr, about 10% Mo and W, and 1% or more V. This high-speed tool steel is generally used after being subjected to quenching and tempering treatment to impart high hardness and high wear resistance required for cutting tools, forging tools and the like.
In the heat treatment of this high speed tool steel, high hardness (HRC65) is secured by quenching from a high temperature of about 1200 ° C and tempering at 500 to 600 ° C.
【０００４】[0004]
【発明が解決しようとする課題】しかしながら高速度工
具鋼の局部溶融開始温度はこの焼入れ温度より数十℃程
度しか高くなく、熱処理に際して様々な問題が発生す
る。即ち焼入れに際して熱処理炉内部の温度管理が難し
く、焼入れ作業時の温度管理に高度の技術及び多大の労
力を要するとともに、熱処理炉の性能（炉内温度分布，
熱処理温度コントロール技術）によっては加熱温度オー
バーが生じて、局部的に溶融組織が生じてしまう。However, the local melting start temperature of the high-speed tool steel is higher than this quenching temperature by about several tens of degrees Celsius, which causes various problems during heat treatment. That is, it is difficult to control the temperature inside the heat treatment furnace at the time of quenching, and high technology and great labor are required for temperature control during the quenching work, and the performance of the heat treatment furnace (temperature distribution in the furnace,
Depending on the heat treatment temperature control technique), the heating temperature may be exceeded and a molten structure may be locally generated.
【０００５】または温度分布があることから局部的に十
分な焼入れ温度とならないところがあり、その場合十分
な高硬度とならなかったり、硬さが製品ごとに異なった
りして熱処理後の製品品質にばらつきが生じ易いといっ
た問題があった。特に大型の製品の場合熱処理を安定し
て行うことが難しい問題があった。There is also a place where the quenching temperature does not reach a sufficient quenching temperature locally due to the temperature distribution, in which case the hardness does not become sufficiently high, or the hardness varies from product to product, resulting in variations in product quality after heat treatment. There was a problem that was likely to occur. Particularly in the case of a large product, there is a problem that it is difficult to perform heat treatment stably.
【０００６】またそのような高温度での均熱保持は熱処
理炉に与える負荷が大きく、熱処理炉の寿命が短いとい
った問題を生じていた。更に１２００℃程度といった高
温度での焼入れを行う場合、熱処理の炉体保護対策が必
要で熱処理炉が高コストとなり、しかもこのような高温
度での焼入れは加熱コスト（加熱エネルギー）が高コス
トとなって、高速度工具鋼に対する焼入れのための熱処
理コストが高コストとなってしまう問題も生じていた。Further, holding the soaking at such a high temperature places a heavy load on the heat treatment furnace, resulting in a short life of the heat treatment furnace. Furthermore, when quenching at a high temperature of about 1200 ° C., it is necessary to take measures to protect the furnace body of the heat treatment, which makes the heat treatment furnace expensive, and the quenching at such a high temperature requires high heating cost (heating energy). Then, there has been a problem that the heat treatment cost for quenching the high speed tool steel becomes high.
【０００７】例えば熱間，冷間ダイス鋼等の場合１０３
０℃程度の低温度で焼入れが実施され、この場合焼入れ
のための熱処理コストがｋｇ当り４００〜５００円程度
であるのに対し、高速度工具鋼の場合ｋｇ当り１０００
円程度と、焼入れのための熱処理コストが倍程度の高コ
ストとなっていた。For example, in the case of hot or cold die steel 103
Quenching is carried out at a low temperature of about 0 ° C. In this case, the heat treatment cost for quenching is about 400 to 500 yen per kg, whereas in the case of high speed tool steel, it is 1000 per kg.
The cost was about a circle, and the heat treatment cost for quenching was twice as high.
【０００８】また従来の高速度工具鋼の場合、焼入れ温
度が１２００℃程度と高温度であるため熱間，冷間ダイ
ス鋼等と同じ熱処理炉を用いて同時に熱処理することが
できず、このこともまた熱処理コストを高める要因とな
っていた。Further, in the case of the conventional high speed tool steel, since the quenching temperature is as high as about 1200 ° C., it is not possible to perform heat treatment at the same time using the same heat treatment furnace as hot and cold die steels. Was also a factor that increases the heat treatment cost.
【０００９】[0009]
【課題を解決するための手段】本発明の低温焼入れが可
能な高速度工具鋼はこのような課題を解決するために案
出されたものである。而して請求項１のものは、重量％
でC：0.6〜1.3％，Si：0.05〜2.00％，Mn：0.10〜1.00
％，Cr：3.50〜7.00％，Mo：2.00〜9.50％，W：1.00〜1
6.00％，2Mo＋W：5〜20％，V：0.50〜2.50％，Co：≦1.
25％，不可避的に存在するO，NがそれぞれO：≦0.01
％，N：≦0.02％，残部Fe及び他の不可避的不純物から
成る組成を有するとともに以下の(１)式，(２)式，(３)
式を満たし、焼入れ保持温度１０３０℃，１２００℃の
何れの温度の下でもＨＲＣ６５以上の硬さを確保可能な
ことを特徴とする。
-0.2≦ΔC=C−(0.06Cr＋0.063Mo＋0.033W＋0.2V)≦0.2・・・(１)式
2Mo/(2Mo＋W)≦0.9・・・(２)式
25≦2Mo＋0.3W−17V＋8Cr≦36・・・(３)式The high-speed tool steel capable of low-temperature quenching according to the present invention has been devised to solve such a problem. Thus, in claim 1, the weight% is
C: 0.6 to 1.3%, Si: 0.05 to 2.00%, Mn: 0.10 to 1.00
%, Cr: 3.50 to 7.00%, Mo: 2.00 to 9.50%, W: 1.00 to 1
6.00%, 2Mo + W: 5-20%, V: 0.50-2.50%, Co: ≤ 1.
25%, inevitably present O and N are O: ≤ 0.01
%, N: ≦ 0.02%, the composition consisting of balance Fe and other unavoidable impurities, and the following equations (1), (2), (3)
It is characterized in that the hardness of HRC65 or more can be ensured under any of the quenching and holding temperatures of 1030 ° C. and 1200 ° C. -0.2 ≦ ΔC = C− (0.06Cr + 0.063Mo + 0.033W + 0.2V) ≦ 0.2 ・ ・ ・ (1) Formula 2Mo / (2Mo + W) ≦ 0.9 ・ ・ ・ (2) Formula 25 ≦ 2Mo + 0.3W-17V + 8Cr ≦ 36 ・..Formula (3)
【００１０】請求項２のものは、請求項１において、更
にNb，Ti，REMの何れか１種又は２種以上を重量％でN
b：≦1.00％，Ti：≦0.5％，REM：≦0.03％の範囲で含
有していることを特徴とする。A second aspect of the present invention is the method of the first aspect, further comprising any one or more of Nb, Ti and REM in N% by weight.
b: ≤ 1.00%, Ti: ≤ 0.5%, REM: ≤ 0.03%.
【００１１】[0011]
【作用及び発明の効果】以上のように本発明は、高速度
工具鋼において合金成分を調整することにより、１０３
０℃での低温焼入れを実施した場合、更には１２００℃
での高温焼入れを実施した場合の何れにおいてもＨＲＣ
６５以上の高硬度が得られるようになしたものである。As described above, according to the present invention, by adjusting the alloy composition in the high speed tool steel, 103
When low temperature quenching at 0 ℃ is performed, 1200 ℃
HRC in any case where high temperature quenching at
A high hardness of 65 or more is obtained.
【００１２】かかる本発明によれば、従来熱間，冷間ダ
イス鋼等で実施されている１０３０℃程度の低温度から
高速度工具鋼において実施されている１２００℃程度の
高温度の何れの温度での焼入れも可能となる。According to the present invention, any temperature from a low temperature of about 1030 ° C., which has been conventionally used for hot or cold die steel, to a high temperature of about 1200 ° C., which is used for high speed tool steel. It is also possible to quench at.
【００１３】これにより、熱処理炉において焼入れする
際の数十℃の温度変化によっても硬さの変化を防止でき
るとともに、局部溶融組織が発生するのを効果的に防止
することができ、熱処理後の製品品質を向上させること
ができる。As a result, it is possible to prevent the hardness from changing due to a temperature change of several tens of degrees Celsius during quenching in the heat treatment furnace, and to effectively prevent the occurrence of a local molten structure. Product quality can be improved.
【００１４】また熱間ダイス鋼や冷間ダイス鋼等で適用
されているような低温度（１０００〜１０５０℃）での
焼入れで高硬度を確保できるようになるため、焼入れに
際し熱処理炉への熱間，冷間ダイス鋼等との同装が可能
となって熱処理チャンスが増加する。また加熱温度低下
による炉体保護対策，加熱のためのコストも低減でき、
これらによって熱処理コストを低コストとすることがで
きる。一方で従来と同じ焼入れ温度（１２００℃程度）
においても従来と同等の硬さを確保できるため、従来用
いられている熱処理炉の利用も可能である。Further, since it becomes possible to secure a high hardness by quenching at a low temperature (1000 to 1050 ° C.), which is applied to hot die steel, cold die steel, etc., it is possible to heat the heat treatment furnace at the time of quenching. In this way, it becomes possible to equip it with cold die steel, etc., increasing the chance of heat treatment. In addition, the cost for heating the furnace body protection and heating can be reduced.
With these, the heat treatment cost can be reduced. On the other hand, the same quenching temperature as before (about 1200 ° C)
Also in this case, since the hardness equivalent to that of the conventional one can be secured, it is possible to use the conventionally used heat treatment furnace.
【００１５】また幅広い焼入れ温度の下で高硬度を確保
できるようにしたことで、焼入れ温度の相違による硬さ
変化が小さく安定した硬さが得られ、或いはまた安定し
た熱処理組織が得られるようになる。それによって大型
の製品の熱処理も安定して実施可能となるなど、種々効
果が得られる。更に焼入れ温度を低下することができる
ので、熱処理炉にかかる負担を軽減し、熱処理炉の寿命
向上にも寄与することができる。Further, since the high hardness can be ensured under a wide range of quenching temperatures, the hardness change due to the difference in quenching temperature is small and stable hardness can be obtained, or a stable heat-treated structure can be obtained. Become. As a result, various effects such as stable heat treatment of large products can be obtained. Further, since the quenching temperature can be lowered, the burden on the heat treatment furnace can be reduced and the life of the heat treatment furnace can be improved.
【００１６】次に本発明における各化学成分の限定理由
を以下に詳述する。
C：0.6〜1.3％（好ましくは0.75〜1.25％）
Cは工具鋼の強度，耐摩耗性を確保するに必要な元素
で、Cr，Mo，W，V，Nb等炭化物形成元素と結合して炭化
物を形成する。また焼入れ時にマトリックスへ固溶し、
高硬度を有するマルテンサイト組織化することによって
高硬度を確保する元素である。Next, the reasons for limiting each chemical component in the present invention will be described in detail below. C: 0.6 to 1.3% (preferably 0.75 to 1.25%) C is an element necessary to secure the strength and wear resistance of the tool steel, and is combined with carbide forming elements such as Cr, Mo, W, V and Nb. Form carbides. Also, during quenching, it forms a solid solution in the matrix,
It is an element that ensures high hardness by forming a martensite structure having high hardness.
【００１７】そこで最低限の硬度を確保するために必要
な最小限の添加量として0.6％を規定した。好ましくは
硬度とともに炭化物を形成し耐摩耗性確保を容易にする
ため0.75％以上含有させる。他方C添加量が増加するとC
r，Mo，W，V，Nb等炭化物形成元素と結合して多量の炭
化物が晶出し、粗大な炭化物のまま残留する。これを防
止するためC添加量を1.3％以下にする必要がある。好ま
しくは1.25％以下とすることで微細な炭化物組織が安定
して得られる。Therefore, 0.6% was specified as the minimum addition amount necessary to ensure the minimum hardness. Preferably, 0.75% or more is included in order to form carbide along with hardness and to easily secure wear resistance. On the other hand, when the amount of C added increases, C
A large amount of carbide is crystallized by combining with carbide forming elements such as r, Mo, W, V, Nb, and remains as a coarse carbide. To prevent this, the amount of C added must be 1.3% or less. A fine carbide structure can be stably obtained by setting the content to preferably 1.25% or less.
【００１８】Si：0.05〜2.00％（好ましくは0.1〜2.00
％、更に好ましくは0.3〜1.0％）
Siは主に脱酸剤として添加されるとともに、炭化物，マ
トリックス両方に固溶し硬さの増大に寄与する。そのた
め最低限0.05％以上添加する。高硬度を安定して確保す
るため好ましくはSi添加量を増加させ0.1％以上、更に
好ましくは0.3％以上添加する。他方Si添加により熱間
での加工性低下や靭性低下を防止するため上限を2.00
％、更に好ましくは1.0％とした。Si: 0.05 to 2.00% (preferably 0.1 to 2.00)
%, And more preferably 0.3 to 1.0%) Si is mainly added as a deoxidizing agent, and it forms a solid solution in both the carbide and the matrix and contributes to the increase in hardness. Therefore, add at least 0.05%. In order to stably secure high hardness, the amount of Si added is preferably increased to 0.1% or more, more preferably 0.3% or more. On the other hand, the upper limit is set to 2.00 to prevent deterioration of workability and toughness due to hot addition by adding Si.
%, And more preferably 1.0%.
【００１９】Mn：0.10〜1.00％
Mnは脱酸元素として、また焼入れ性向上元素として使用
される。上限はMn添加による熱間加工性の低下が発生す
るため1.00％とする。また不可避的にSが含有された場
合Mnを下限0.10％以上添加することで熱間加工性劣化防
止を図る。Mn: 0.10 to 1.00% Mn is used as a deoxidizing element and a hardenability improving element. The upper limit is 1.00% because hot workability is deteriorated by the addition of Mn. When S is unavoidably contained, Mn is added at a lower limit of 0.10% or more to prevent deterioration of hot workability.
【００２０】Cr：3.50〜7.00％
Crは炭化物を形成する。炭化物はVを主にしたＭＣ炭化
物，Mo，Wを主にしたＭ６Ｃ炭化物，Crを主にしたＭ２
３Ｃ６又はＭ７Ｃ３炭化物に分類できる。ここでCr系炭
化物の形成量はMo，W，V量及びC添加量とのバランスで
規定される。即ちCr添加量が規定される。このCr系炭化
物はMo，W系炭化物，V系炭化物に比べ焼入れ時の固溶が
低温度でも促進されることが報告されているが、ここで
は他の炭化物形成元素とのバランスも考慮する必要があ
る。Cr: 3.50 to 7.00% Cr forms a carbide. The carbides are MC carbides mainly composed of V, M6C carbides mainly composed of Mo and W, M2 mainly composed of Cr.
It can be classified as 3C6 or M7C3 carbide. Here, the amount of Cr-based carbide formed is defined by the balance with the amounts of Mo, W, V, and C added. That is, the Cr addition amount is specified. It has been reported that this Cr-based carbide promotes solid solution during quenching even at low temperatures compared to Mo, W-based, and V-based carbides, but here it is necessary to consider the balance with other carbide-forming elements. There is.
【００２１】本発明では、Cr添加量とMo，W，V等の炭化
物形成元素の添加量との関係が上記(３)式の条件を満た
すことが必要である。この(３)式では、Cr添加量により
その値が増加する。この値を大きくして行くことで１０
３０℃焼入れ時の硬さが十分確保可能となる。その下限
は25である。この値を満足するためMo，W，V量の制限を
取り入れた上でCr添加量の下限を計算すると3.50％とな
る。In the present invention, the relationship between the amount of added Cr and the amount of added carbide forming elements such as Mo, W and V must satisfy the condition of the above formula (3). In this equation (3), the value increases with the amount of Cr added. 10 by increasing this value
It is possible to secure sufficient hardness during quenching at 30 ° C. Its lower limit is 25. In order to satisfy this value, the lower limit of Cr addition is calculated to be 3.50% after incorporating the limits of Mo, W and V.
【００２２】他方１２００℃焼入れにより硬さを十分確
保し、局部溶融等の不健全組織を防止するためには、
(３)式に示した値が36を超えないようにすることが必要
である。(３)式の値が36を超えると局部的に溶融組織が
発生する可能性が著しく高くなる。そこでMo，W，V量の
制限を取り入れた上でCr添加量の上限を計算すると7.00
％となる。On the other hand, in order to secure sufficient hardness by quenching at 1200 ° C. and prevent unhealthy structure such as local melting,
It is necessary that the value shown in equation (3) does not exceed 36. If the value of the formula (3) exceeds 36, the possibility of locally producing a molten structure becomes extremely high. Therefore, when the upper limit of the Cr addition amount is calculated after incorporating the limits of Mo, W, and V, it is 7.00.
%.
【００２３】
Mo：2.00〜9.50％（好ましくは2.00〜8.00％）
W：1.00〜16.00％（好ましくは5.00〜10.00％）
2Mo＋W：5〜20％（好ましくは10〜15％）
Mo，WはＭ６Ｃ型の炭化物を形成し、耐摩耗性を向上さ
せるとともにマトリックスへ固溶して焼戻し時の硬さ上
昇・硬さ維持に寄与する。高速度工具鋼の硬さを維持す
るには、最低限の炭化物形成元素を添加するとともに、
焼入れ時にマトリックスに固溶し焼戻し時の２次硬化に
寄与するMo，Wをそれぞれ2.00％以上，1.00％以上添加
する必要がある。尚2Mo＋Wとして必要な量は5％、好ま
しくは10％以上である。一方Mo，Wの添加量が多過ぎる
と、炭化物組織中に占めるＭ６Ｃ型炭化物の割合が高く
なり、低温では安定なＭ６Ｃ炭化物を形成して、マトリ
ックスへのC及びMo，Wの固溶が困難となる。よってMo単
独では9.50％、W単独では16.00％以下とし、2Mo＋Wの最
大量は20％、好ましくは15％以下とする必要がある。Mo: 2.00 to 9.50% (preferably 2.00 to 8.00%) W: 1.00 to 16.00% (preferably 5.00 to 10.00%) 2Mo + W: 5 to 20% (preferably 10 to 15%) Mo and W are M6C It forms carbides in the mold, improves wear resistance, and forms a solid solution in the matrix to contribute to increasing hardness and maintaining hardness during tempering. In order to maintain the hardness of high speed tool steel, in addition to adding the minimum carbide forming element,
It is necessary to add 2.00% or more and 1.00% or more, respectively, of Mo and W that form a solid solution in the matrix during quenching and contribute to secondary hardening during tempering. The amount required as 2Mo + W is 5%, preferably 10% or more. On the other hand, if the amount of addition of Mo and W is too large, the proportion of M6C type carbide in the carbide structure becomes high, and stable M6C carbide is formed at low temperature, making it difficult to form a solid solution of C, Mo and W in the matrix. Becomes Therefore, Mo alone must be 9.50%, W alone must be 16.00% or less, and the maximum amount of 2Mo + W must be 20%, preferably 15% or less.
【００２４】
V：0.50〜2.50％（好ましくは0.65〜1.6％）
VはCと結合し硬質のＭＣ型炭化物を形成する。ＭＣ炭化
物はＭ６Ｃ炭化物やCr系炭化物に比べ高温までマトリッ
クスへの固溶が少ない。ＭＣ炭化物は硬質炭化物である
ことから耐摩耗性への寄与が大きく、高速度工具鋼とし
て最低限の耐摩耗性を確保すると同時に、１２００℃と
高温で焼き入れる場合でも残留し、結晶粒径の粗大化防
止等の効果を維持するため、Vの必要量は0.50％以上で
ある。但し多量に添加すると粗大なＭＣ炭化物がマトリ
ックス中に残留し、均一な組織が得られなくなる。よっ
て粗大なＭＣ炭化物が晶出しないV添加量の上限を2.50
％としてV添加量をそれ以下とする。V: 0.50 to 2.50% (preferably 0.65 to 1.6%) V combines with C to form a hard MC type carbide. MC carbides have less solid solution in the matrix up to high temperatures than M6C carbides and Cr-based carbides. Since MC carbide is a hard carbide, it contributes greatly to wear resistance, and at the same time it secures the minimum wear resistance as a high-speed tool steel, and at the same time remains even when quenched at a high temperature of 1200 ° C. To maintain the effect of preventing coarsening, the required amount of V is 0.50% or more. However, if a large amount is added, coarse MC carbides remain in the matrix and a uniform structure cannot be obtained. Therefore, the upper limit of the V addition amount at which coarse MC carbides do not crystallize is set to 2.50.
% And the amount of V added is less than that.
【００２５】好ましくは、V添加により焼入れ温度を１
２００℃まで上昇させても、耐摩耗性を確保できる量で
硬質のＭＣ炭化物が残留できるようにV添加量を0.65％
以上とする。また好ましい上限として、V添加により粗
大な炭化物が晶出しないとともに、Mo，W量とのバラン
スでＭＣ炭化物量が相対的に大きくならないように1.6
％を定める。Preferably, the addition of V raises the quenching temperature to 1
The amount of V added is 0.65% so that hard MC carbide can remain in an amount that ensures wear resistance even if the temperature is increased to 200 ° C.
That is all. As a preferable upper limit, addition of V does not cause coarse carbide to crystallize, and the MC carbide amount is prevented from becoming relatively large in balance with Mo and W contents.
Determine%.
【００２６】Co：≦1.25％
Coはマトリックスへ固溶し熱処理硬さを上昇させるが、
一般に焼入れ性を劣化させる元素と規定されており、ま
た不可避的にスクラップ等より混入する可能性がある。
そのためその上限を1.25％に規定する。Co: ≦ 1.25% Co forms a solid solution in the matrix and increases the heat treatment hardness.
It is generally defined as an element that deteriorates hardenability, and may be inevitably mixed from scraps or the like.
Therefore, the upper limit is set to 1.25%.
【００２７】O：≦0.01％
Oは溶製時の雰囲気又は大気より不可避的に混入し固溶
する。しかし固溶量が多いとCa，Al等微量の不純物元素
やSi，Ti等の添加元素と反応して酸化物となり、組織中
に介在物として存在する。このような酸化物系の介在物
は破壊の起点となり、強度低下を招く。よって介在物が
強度低下を招かないようにするためにはO添加量を0.01
％以下とする必要がある。O: ≤0.01% O is inevitably mixed from the atmosphere or air during melting to form a solid solution. However, if the amount of solid solution is large, it reacts with a trace amount of impurity elements such as Ca and Al and additional elements such as Si and Ti to become an oxide, which exists as inclusions in the structure. Such oxide-based inclusions serve as a starting point of fracture, leading to a decrease in strength. Therefore, in order to prevent the inclusions from lowering the strength, the O addition amount should be 0.01
It must be less than or equal to%.
【００２８】N：≦0.02％
NはOと同様に溶製時に雰囲気又は大気より不可避的に混
入し固溶する。しかしNはVと結合してVN窒化物を溶鋼中
より晶出し、そして晶出したVNはVCの核となりVC炭化物
を形成させる。不均一で大きなVC炭化物が分散した組織
は靭性劣化の原因となる。よってVN窒化物の晶出を抑え
るためにはN添加量を0.02％以下とする必要がある。N: ≦ 0.02% Like O, N inevitably mixes in from the atmosphere or the atmosphere during melting to form a solid solution. However, N combines with V to crystallize VN nitride from molten steel, and the crystallized VN serves as nuclei for VC and forms VC carbide. The structure in which non-uniform and large VC carbides are dispersed causes deterioration of toughness. Therefore, the amount of N added must be 0.02% or less to suppress the crystallization of VN nitride.
【００２９】Nb：≦1.00％
NbはVよりＭＣ型炭化物を形成し易い。そのためVと同時
にNbを添加することも可能とする。しかしNbはVに比べ
粗大なＭＣ炭化物を形成し易いのでその上限を1.00％と
した。Nb: ≦ 1.00% Nb is more likely to form MC type carbides than V. Therefore, it is possible to add Nb at the same time as V. However, Nb easily forms coarse MC carbides as compared with V, so the upper limit was made 1.00%.
【００３０】Ti：≦0.5％
TiはV，Nbと同様にＭＣ型炭化物を形成し易い元素であ
る。そのためNb，Vと同時に添加し使用することも可能
である。但しTiはNと結合しTiNを形成し易いため上限を
0.5％とする。Ti: ≦ 0.5% Ti is an element that easily forms MC type carbides like V and Nb. Therefore, Nb and V can be added at the same time and used. However, since Ti easily combines with N to form TiN, the upper limit is
0.5%
【００３１】REM：≦0.03％
REM（希土類元素）は高V系高速度工具鋼においてＭＣ炭
化物の形態制御に適用される元素であり、本発明の高速
度工具鋼でも同様の形態制御効果が期待できる。よって
少量のREM添加を行い、形態制御を行うようにしても良
い。しかしREMは高価であり、過剰の添加はその形態制
御効果に有効でない。よって形態制御に有効な上限を0.
03％とする。REM: ≤0.03% REM (rare earth element) is an element applied to the morphology control of MC carbide in high V type high speed tool steel, and the same morphology control effect is expected in the high speed tool steel of the present invention. it can. Therefore, a small amount of REM may be added to control the morphology. However, REM is expensive, and excessive addition is not effective for its morphological control effect. Therefore, the upper limit effective for form control is 0.
03%
【００３２】(１)式：ΔC=C−(0.06Cr＋0.063Mo＋0.033
W＋0.2V)：−0.2〜0.2（好ましくは−0.2〜0.1）
この(１)式はCとマトリックス形成元素との関係を表し
たもので、このΔCが0であると一般的に炭化物形成元素
の全部がマトリックス中で炭化物を形成した状態とな
る。このΔCが増加すると硬さが上昇するが、その上昇
割合はΔCの変化量の約１０倍となる。Formula (1): ΔC = C- (0.06Cr + 0.063Mo + 0.033
W + 0.2V): -0.2 to 0.2 (preferably -0.2 to 0.1) This formula (1) represents the relationship between C and the matrix forming element, and when this ΔC is 0, it is generally a carbide forming element. Are all in a state of forming carbides in the matrix. The hardness increases as ΔC increases, but the rate of increase is about 10 times the amount of change in ΔC.
【００３３】一般に高速度鋼工具鋼はΔCが−0.3〜0の
間で製造されているが、一部マトリックス系高速度工具
鋼にてΔCが0.2程度の範囲で使用されている。そのため
本発明ではΔCが−0.2〜0.2の範囲に限定した。ここで
ΔCの上昇は靭性の劣化要因となるため、好ましくはΔC
を−0.2〜0.1とする。Generally, high-speed steel tool steels are manufactured with ΔC in the range of −0.3 to 0, but some matrix high-speed tool steels are used in the range of ΔC of about 0.2. Therefore, in the present invention, ΔC is limited to the range of −0.2 to 0.2. Here, since the increase of ΔC causes deterioration of toughness, it is preferable that ΔC
Is -0.2 to 0.1.
【００３４】(２)式：2Mo/(2Mo＋W)≦0.9（好ましくは
0.3〜0.9）
高温における軟化抵抗を向上させるために1.00％以上の
Wの添加が必要であり、そのために2Mo/(2Mo＋W)の値と
して0.9以下の成分バランスとする必要がある。一方Wの
添加量が多いと低温焼入れにおける熱処理硬さを確保す
ることが困難となるため、2Mo/(2Mo＋W)の値として好ま
しくは0.3以上の成分バランスとする必要がある。Formula (2): 2Mo / (2Mo + W) ≦ 0.9 (preferably
0.3 to 0.9) 1.00% or more to improve softening resistance at high temperature
It is necessary to add W, and for that reason, it is necessary to make the component balance of the value of 2Mo / (2Mo + W) 0.9 or less. On the other hand, if the addition amount of W is large, it becomes difficult to secure the heat treatment hardness during low temperature quenching, so that the value of 2Mo / (2Mo + W) needs to be preferably 0.3 or more component balance.
【００３５】(３)式：2Mo＋0.3W−17V＋8Cr：25〜36
（好ましくは29〜35）
この式は主にＭＣ炭化物を形成するV量と、Ｍ６Ｃ炭化
物を形成するMo，W量及びＭ２３Ｃ６炭化物等を形成す
るCr量との関係を表した式で、ＭＣ炭化物量，Ｍ６Ｃ炭
化物量，Ｍ２３Ｃ６炭化物量の割合を規定する指数であ
る。ここでＭＣ炭化物は他の炭化物（Ｍ６Ｃ，Ｍ２３Ｃ
６）と比較して高温まで安定である。次に安定な炭化物
はＭ６Ｃで、最も固溶し易い炭化物がＭ２３Ｃ６であ
る。Formula (3): 2Mo + 0.3W-17V + 8Cr: 25-36
(Preferably 29 to 35) This formula is a formula that mainly represents the relationship between the amount of V forming MC carbides, the amount of Mo and W forming M6C carbides, and the amount of Cr forming M23C6 carbides. Amount, M6C carbide amount, M23C6 carbide amount ratio. Here, MC carbide is other carbide (M6C, M23C
It is stable up to high temperature compared to 6). The next stable carbide is M6C, and the carbide most likely to form a solid solution is M23C6.
【００３６】この式の値が小さいと、比較的V添加量が
多くＭＣ炭化物が多く形成されている場合や、Cr添加量
が少なくCr系炭化物が形成されない場合或いは形成量が
少ないことを示す。この場合低温度での焼入れでは固溶
し易いCr系炭化物が不足することとなり、十分な硬度が
得られない状況となる。このため本発明ではこの式の下
限を25、好ましくは29とする。他方この値が大きくなり
過ぎるとCr系炭化物の形成量が多くなり過ぎ、１２００
℃よりの焼入れにて局部的に溶融組織が現れたり、炭化
物の凝集粗大化により正常な組織が得られないようにな
る。その結果１２００℃焼入れにて硬度確保が困難とな
る。このため本発明では上限を36、好ましくは35とす
る。When the value of this equation is small, it means that a relatively large amount of V is added and a large amount of MC carbide is formed, a small amount of Cr is added and no Cr-based carbide is formed, or the amount of formation is small. In this case, quenching at a low temperature results in a shortage of Cr-based carbides that are likely to form a solid solution, and a sufficient hardness cannot be obtained. Therefore, in the present invention, the lower limit of this equation is set to 25, preferably 29. On the other hand, if this value becomes too large, the amount of Cr-based carbides formed becomes too large, and 1200
Quenching at or above ℃ causes a locally molten structure to appear, and a coarse structure of carbide causes coarse structure to prevent a normal structure from being obtained. As a result, it becomes difficult to secure the hardness by quenching at 1200 ° C. Therefore, in the present invention, the upper limit is 36, preferably 35.
【００３７】[0037]
【実施例】次に本発明の実施例を以下に詳述する。
＜実施例１＞表１に示す化学組成の鋼を、図２(Ａ)−
１，(Ａ)−２に示す焼入れ条件及び（Ｂ）に示す焼戻し
条件の下に焼入れ焼戻し処理した。ここで焼入れは、そ
れぞれ焼入れ保持温度１０３０℃，１２００℃の２種の
温度で行い、また焼戻しは５００，５２０，５４０，５
６０，５８０，６００℃の各温度で１ｈｒの条件の下で
繰返し２回の焼戻しを行った。そして各焼入れ保持温度
の下での焼入れ硬さの測定を行った。結果が表２に示し
てある。EXAMPLES Examples of the present invention will be described in detail below. <Example 1> A steel having the chemical composition shown in Table 1 was prepared as shown in FIG.
Quenching and tempering treatments were performed under the quenching conditions shown in 1, (A) -2 and the tempering conditions shown in (B). Here, quenching is performed at two temperatures of quenching holding temperatures of 1030 ° C. and 1200 ° C., and tempering is performed at 500, 520, 540, 5
Tempering was repeated twice under the conditions of 60 hr, 580 hr, and 600 ° C. for 1 hr. Then, the quenching hardness was measured under each quenching holding temperature. The results are shown in Table 2.
【００３８】[0038]
【表１】 [Table 1]
【表２】 [Table 2]
【００３９】また各化学成分から(３)式の値を求めてこ
れを横軸とし、また焼入れ焼戻し後の最高硬さを縦軸に
とってそれらの関係を図１に表した。図１から明らかな
ように、焼入れ温度が１０３０℃の場合、(３)式の値が
25以上でＨＲＣ６５を超え、その後硬さの増加は緩やか
になっている。また１２００℃焼入れの場合、(３)式の
値が大きくなるにつれ最高硬さが低下する。特に36を超
えた場合の低下は顕著である。以上の結果より本発明で
は(３)式の値が25〜36の範囲にあることが必要である。
好ましくは29〜35の範囲である。Further, the value of the formula (3) was obtained from each chemical component, and this value was taken as the horizontal axis, and the maximum hardness after quenching and tempering was taken as the vertical axis, and their relationship is shown in FIG. As is clear from Fig. 1, when the quenching temperature is 1030 ° C, the value of equation (3) is
Above 25, it exceeds HRC65, and thereafter the increase in hardness is gradual. In the case of 1200 ° C quenching, the maximum hardness decreases as the value of the formula (3) increases. Especially when the value exceeds 36, the decrease is remarkable. From the above results, it is necessary in the present invention that the value of the expression (3) is in the range of 25 to 36.
It is preferably in the range of 29 to 35.
【００４０】表２において、一般に使用されている高速
度工具鋼の熱処理硬さは１０３０℃焼入れでＨＲＣ６０
程度ないしそれ以下であり、低温焼入れで高硬度を確保
することは困難である。更に一般に使用されている熱間
ダイス鋼，冷間ダイス鋼等の場合、冷間ダイス鋼は１０
３０℃焼入れが標準となっており、高温よりの焼入れは
殆ど実施されない。これらの鋼種を１２００℃の高温よ
り焼入れ焼戻し処理した場合、最高硬さは１０３０℃焼
入れの場合と殆ど変化しない。またC量，Mo及びW量が不
十分であるため、何れの焼入れ温度においても十分な硬
度確保ができない。In Table 2, the heat treatment hardness of the commonly used high speed tool steel is HRC60 at 1030 ° C quenching.
It is in the order of or less, and it is difficult to secure high hardness by low temperature quenching. Further, in the case of commonly used hot die steel, cold die steel, etc., the cold die steel is 10
Quenching at 30 ° C is standard, and quenching from high temperatures is rarely performed. When these steel types are quenched and tempered at a high temperature of 1200 ° C., the maximum hardness hardly changes from that at 1030 ° C. In addition, since the amounts of C, Mo and W are insufficient, sufficient hardness cannot be secured at any quenching temperature.
【００４１】これに対して本発明例の高速度工具鋼の場
合、１０３０℃の低温焼入れの下においても、更にはま
た１２００℃の高温焼入れの下においても、何れもＨＲ
Ｃ６５以上の高硬度が得られている。On the other hand, in the case of the high speed tool steel of the present invention example, HR was obtained even under the low temperature quenching of 1030 ° C. and further under the high temperature quenching of 1200 ° C.
A high hardness of C65 or higher is obtained.
【００４２】＜実施例２＞表１の発明鋼Ｅ及び冷間ダイ
ス鋼系ＳＫＤ１１改２を、５０ｋｇ真空誘導炉にて溶製
した後、高温焼き鈍しし、その後鍛造（Ｓ０＝１０Ｓ）
（但し、鍛造前断面積Ｓ０／鍛造後断面積Ｓ＝１０）−
球状化焼き鈍し処理を行い、これを供試材とした。Example 2 Inventive steel E shown in Table 1 and cold die steel SKD11 modified 2 were melted in a 50 kg vacuum induction furnace, annealed at high temperature, and then forged (S 0 = 10S).
(However, cross-sectional area before forging S 0 / cross-sectional area after forging S = 10)-
Spheroidal annealing was performed, and this was used as a test material.
【００４３】その供試材より１０×１０×１０ｍｍの熱
処理用試料を切り出し、ソルト炉にて図２に示す熱処理
条件で焼入れ焼戻し処理を行い、その硬さをＨＲＣスケ
ールにて測定した。またこれらの鋼種よりＣＶＪ用（車
の足回り部品である等速ジョイント用）冷間ダイスを製
造して寿命試験を実施した。その結果が表３に示してあ
る。A 10 × 10 × 10 mm sample for heat treatment was cut out from the test material, quenched and tempered in a salt furnace under the heat treatment conditions shown in FIG. 2, and its hardness was measured on an HRC scale. Further, a cold die for CVJ (for constant velocity joint which is an undercarriage part of a car) was manufactured from these steel types and a life test was conducted. The results are shown in Table 3.
【００４４】[0044]
【表３】 [Table 3]
【００４５】表３において、発明鋼Ｅは冷間ダイス鋼系
ＳＫＤ１１改２の構成炭化物に比べて硬質の炭化物Ｍ
Ｃ，Ｍ６Ｃ炭化物が多く、１０３０℃焼入れの下でも熱
処理後の硬さがＨＲＣ６５と高硬度で、また耐摩耗性に
富んでおり、ＳＫＤ１１改２の寿命２万個に対し、発明
鋼Ｅの場合寿命が３．５万個で大幅に寿命が延びてい
る。In Table 3, the invention steel E is a carbide M that is harder than the constituent carbides of the cold die steel SKD11 modified.
With a large amount of C and M6C carbides, even after quenching at 1030 ° C, the hardness after heat treatment is as high as HRC65, and it has excellent wear resistance. With a life of 35,000, the life is greatly extended.
【００４６】＜実施例３＞発明鋼Ｆと熱間ダイス鋼系Ｓ
ＫＤ６１について、それぞれ実施例２と同様にしてギヤ
成型ダイスを製造するとともに熱処理用試料を切り出
し、熱処理後における硬さ測定とギヤ成型ダイスにおけ
る使用寿命の測定を行った。結果が表４に示してある。Example 3 Invention Steel F and Hot Die Steel System S
With respect to KD61, a gear molding die was manufactured in the same manner as in Example 2, and a heat treatment sample was cut out, and the hardness after the heat treatment and the service life of the gear molding die were measured. The results are shown in Table 4.
【００４７】[0047]
【表４】 [Table 4]
【００４８】表４の結果に表れているように、発明鋼Ｆ
の場合、１０３０℃焼入れの下でも熱処理後の硬さがＨ
ＲＣ６５と高硬度であり、その寿命もＳＫＤ６１の４千
ショットに比べて２０千ショットと大幅に寿命が向上し
ている。As shown in the results of Table 4, invention steel F
In the case of, the hardness after heat treatment is H even at 1030 ° C quenching.
It has a high hardness of RC65, and its life is greatly improved to 20,000 shots compared to 4,000 shots of SKD61.
【００４９】以上本発明の実施例を詳述したがこれはあ
くまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範
囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。The embodiment of the present invention has been described in detail above, but this is merely an example, and the present invention can be implemented in various modified modes without departing from the spirit of the invention.
【図１】本発明の実施例において得られた(３)式の値と
硬さとの関係を表した図である。FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the value of expression (3) and hardness obtained in an example of the present invention.
【図２】同実施例において行った熱処理の方法及び条件
を示した図である。FIG. 2 is a diagram showing a method and conditions of heat treatment performed in the same example.
Claims (2)
ともに以下の(１)式，(２)式，(３)式を満たし、焼入れ
保持温度１０３０℃，１２００℃の何れの温度の下でも
ＨＲＣ６５以上の硬さを確保可能な低温焼入れが可能な
高速度工具鋼。 -0.2≦ΔC=C−(0.06Cr＋0.063Mo＋0.033W＋0.2V)≦0.2・・・(１)式 2Mo/(2Mo＋W)≦0.9・・・(２)式 25≦2Mo＋0.3W−17V＋8Cr≦36・・・(３)式1. By weight% C: 0.6 to 1.3% Si: 0.05 to 2.00% Mn: 0.10 to 1.00% Cr: 3.50 to 7.00% Mo: 2.00 to 9.50% W: 1.00 to 16.00% 2Mo + W: 5 to 20% V: 0.50 to 2.50% Co: ≤ 1.25% Inevitably present O and N are respectively O: ≤ 0.01% N: ≤ 0.02% With the composition consisting of the balance Fe and other unavoidable impurities, the following (1) A high-speed tool steel that satisfies the formulas (2) and (3) and can be hardened at low temperature and has a hardness of HRC65 or higher at any quenching holding temperature of 1030 ° C or 1200 ° C. -0.2 ≦ ΔC = C− (0.06Cr + 0.063Mo + 0.033W + 0.2V) ≦ 0.2 ・ ・ ・ (1) Formula 2Mo / (2Mo + W) ≦ 0.9 ・ ・ ・ (2) Formula 25 ≦ 2Mo + 0.3W-17V + 8Cr ≦ 36 ・..Formula (3)
何れか１種又は２種以上を重量％で Nb：≦1.00％ Ti：≦0.5％ REM：≦0.03％ の範囲で含有していることを特徴とする低温焼入れが可
能な高速度工具鋼。2. The method according to claim 1, further comprising any one or more of Nb, Ti and REM in a weight percentage of Nb: ≦ 1.00% Ti: ≦ 0.5% REM: ≦ 0.03%. High-speed tool steel capable of low-temperature quenching characterized by
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