JP2009013439A - High toughness high-speed tool steel - Google Patents
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Abstract
Description
この発明はダイカスト用金型（金型の一部を構成する場合も含む。以下同）や鋳抜きピン等，熱間鍛造用金型やパンチ等，温間鍛造用金型やパンチ等，熱間圧延用ロールにおける仕上げロールやバックアップロール等，ガラス成型用に使用される金型，ロール，パンチ等に用いて好適な高速度工具鋼に関し、詳しくは高靭性を有する高速度工具鋼に関する。 The present invention includes die casting molds (including cases in which a part of the mold is configured; the same applies hereinafter), cast pins, hot forging molds and punches, warm forging molds and punches, etc. The present invention relates to a high-speed tool steel suitable for use in molds, rolls, punches, and the like used for glass molding, such as finishing rolls and backup rolls in a roll for hot rolling, and more specifically, relates to a high-speed tool steel having high toughness.
高速度工具鋼（ハイス）は、バイトやドリル，エンドミル等の切削工具の材料として用いられる他、その硬さを利用して金型の材料としても用いられているが、その適用は小サイズのものに限定されることが多い。
例えばダイカストや熱間鍛造を代表とする熱間加工用の金型の材料としては、被鍛材等によって金型が高温にさらされても金型硬さが低下し難い材料であることが望まれる。
ハイスはCoやMo，Wといった合金元素が多く添加されており、高温下で硬さが低下し難く、またCやCrといった元素を多く添加しているため、焼入れ焼戻しの熱処理での初期の硬さも高い。
但しハイスは硬さを出すことを優先した材料であり、また小サイズの工具を前提として（即ち焼入れ時の冷却速度の速いものを前提として）成分設計された材料であるため、これをサイズの大きな金型に適用したとき、焼入れの際の冷却時に材料全体がマルテンサイト変態せずに一部パーライト変態してしまう（ハイスではＣＣＴ線図でパーライト変態曲線が短時間側にある）。
High-speed tool steel (HSS) is used as a material for cutting tools such as tools, drills, and end mills, and is also used as a material for molds by utilizing its hardness. Often limited to things.
For example, as a die material for hot working represented by die casting or hot forging, it is desirable that the die hardness is not easily lowered even if the die is exposed to a high temperature by a work material or the like. It is.
High-speed alloy contains many alloying elements such as Co, Mo, and W. Hardness does not easily decrease at high temperatures, and many elements such as C and Cr are added. It is also high.
However, high speed steel is a material that gives priority to hardness, and is a component-designed material on the premise of a small-sized tool (that is, on the premise of a fast cooling rate during quenching). When applied to a large mold, the entire material does not undergo martensitic transformation during cooling during quenching, and partly pearlite is transformed (the pearlite transformation curve is on the short time side in the CCT diagram in Heiss).
パーライトはマトリックスと炭化物が分離した組織であるため、このようなパーライト変態を生じてしまうと本来の硬さが発現されず、従って金型へのハイスの適用は自ずと小サイズのものに限定される。
またハイスは炭化物が起点となって特性的に低衝撃特性，低疲労強度となる問題もある。
Since pearlite is a structure in which the matrix and carbide are separated, if such pearlite transformation occurs, the original hardness will not be expressed, so application of high speed to the mold is naturally limited to small size. .
Heiss also has the problem of low impact properties and low fatigue strength starting from carbides.
マトリックスハイスはこのような従来のハイスを改良した鋼種で、このものはＳＫＤ６１を代表とする汎用的な熱間工具鋼よりも金型硬さで高硬度が得られ、且つ従来のハイスよりも高靭性が得られ、金型の分野で優れた特性を持った材料である。 Matrix HSS is a steel grade improved from the conventional HSS, which has higher mold hardness than the general-purpose hot work tool steel represented by SKD61 and higher than the conventional HSS. It is a material with toughness and excellent properties in the field of molds.
従来の通常のハイスは、上記のようにC，Cr，Mo，W等の炭化物形成元素を多量に添加し、それらをマトリックス中に固溶させることで硬さを確保するとともに、過剰分を炭化物として析出させて、その炭化物の晶出又は析出により耐摩耗性を高めているものであるが、マトリックスハイスは、炭化物形成元素の添加量をマトリックスに固溶することのできるほぼ限界の量とし、主として炭化物形成元素のマトリックスへの固溶により必要な硬さを確保する一方、過剰な炭化物形成元素が炭化物析出するのを抑えるように添加量を通常のハイスに比べて少なくした材料で、このマトリックスハイスは硬さの点では通常のハイスと同等の硬さが得られ、炭化物の晶出又は析出が無い分通常のハイスに比べて耐摩耗性の小さい材料である。 Conventional high-speed steel is hardened by adding a large amount of carbide-forming elements such as C, Cr, Mo, W, etc. as described above, and solidifying them in the matrix. As a result of precipitation, the wear resistance is enhanced by crystallization or precipitation of the carbide, but the matrix high speed is an almost limit amount in which the amount of carbide forming element can be dissolved in the matrix, This matrix is made of a material whose amount of addition is less than that of ordinary high speed steel, while securing the required hardness mainly by solid solution of the carbide-forming element in the matrix, while suppressing the carbide precipitation of excess carbide-forming elements. Heiss is a material that has the same hardness as ordinary Heiss in terms of hardness and has less wear resistance compared to ordinary Heiss because there is no crystallization or precipitation of carbides.
金型は切削工具ほどの耐摩耗性は必要とされず、またマトリックスハイスは炭化物が起点となって疲労強度を低下させる現象も抑制されるため、金型用の材料としてマトリックスハイスは通常のハイスに比べてより適したものである。 The mold is not required to have the same wear resistance as the cutting tool, and the matrix high speed suppresses the phenomenon of reducing fatigue strength starting from carbides. It is more suitable than
またこのマトリックスハイスは、ＣＣＴ線図においてパーライト変態曲線（パーライトノーズ）が、通常のハイスよりも長時間側にずれて位置するように成分設計された材料で、従って冷却速度がある程度遅くても所要の硬さを発現することができる。 In addition, this matrix high speed is a material that is designed so that the pearlite transformation curve (perlite nose) is shifted from the normal high speed for a long time in the CCT diagram. Therefore, it is necessary even if the cooling rate is somewhat slow. The hardness of can be expressed.
但しこのマトリックスハイスは、焼入れ時の冷却速度によって特に衝撃値が大きく変化してしまう問題がある。
即ち金型のサイズが小さい場合には、焼入れ時の冷却速度が十分大きいために高い衝撃値が確保できるものの、金型のサイズが大きいときには十分な衝撃値が確保できず、このことが金型の割れに繋がる問題がある。
However, this matrix high speed has a problem that the impact value changes particularly depending on the cooling rate during quenching.
That is, when the mold size is small, a high impact value can be secured because the cooling rate at the time of quenching is sufficiently large, but when the mold size is large, a sufficient impact value cannot be secured. There is a problem that leads to cracking.
近年、金型の高寿命化のニーズが高く、マトリックスハイスのダイカスト金型や熱間鍛造型，温間鍛造型等への適用例が増加しているものの、上記の理由によって何れも小さな金型か金型部品への適用しかできていないのが実状である。 In recent years, there is a great need for long life of dies, and there are increasing applications for matrix high speed die casting dies, hot forging dies, warm forging dies, etc. Actually, it can only be applied to mold parts.
尚、本発明に対する先行技術として下記特許文献１に開示されたものがある。
この特許文献１に開示のものは合金工具鋼に関するもので、そこにはマトリックスハイスをベースとしてMoとWの比率（2Mo／Weq）を最適化することで、常温での強度を維持しつつ使用温度である７００℃での強度を確保するようになした点が開示されている。
In addition, there exists what was disclosed by the following
The one disclosed in
但しこの特許文献１に開示のものは本発明とは技術的思想の異なるもので、Mnの実質的な添加量も本発明とは異なっており、また平均冷却速度６〜２０℃／ｍｉｎの下で変態開始最高温度を３５０℃以下にする点についての開示もなされていない。
他の先行技術として特許文献２，特許文献３，特許文献４，特許文献５，特許文献６に記載されたものがあるが、これらもまた本発明とは異なったものである。
However, the one disclosed in
Other prior arts are described in Patent Document 2, Patent Document 3, Patent Document 4, Patent Document 5, and Patent Document 6, which are also different from the present invention.
本発明は以上のような事情を背景とし、従来のマトリックスハイスの改良によってサイズの大きな金型であっても高靭性を付与することのできる高速度工具鋼を提供することを目的としてなされたものである。 The present invention has been made for the purpose of providing a high-speed tool steel capable of imparting high toughness even to a large die by improvement of the conventional matrix high speed. It is.
而して請求項１のものは、質量％でC：0.45〜0.65％，Si：0.10〜0.50％，Mn：1.00〜2.50％，Ni：0.10〜2.00％，Cr：3.50〜5.00％，Mo+0.5W：0.20〜8.00％，V：1.00〜2.00％，Co：0.01〜5.00％，残部Fe及び不可避的成分からなり、１１００〜１１６０℃保持からの焼入れにおいて、その焼入れ温度から３００℃までの平均冷却速度が６〜２０℃/ｍｉｎにおける変態開始最高温度が３５０℃以下であることを特徴とする。
Thus, the content of
請求項２のものは、請求項１において、質量％でP ：≦0.030％，Cu：≦1.0％，Al：≦0.5％， O :≦0.0050％，N :≦0.020％であることを特徴とする。 A second aspect of the present invention is characterized in that, in mass%, P: ≦ 0.030%, Cu: ≦ 1.0%, Al: ≦ 0.5%, O: ≦ 0.0050%, N: ≦ 0.020%. To do.
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、質量％でB ：0.0005〜0.0100％を更に含有していることを特徴とする。 A third aspect of the present invention is characterized in that in any one of the first and second aspects, B: 0.0005 to 0.0100% is further contained in mass%.
請求項４のものは、請求項１〜３の何れかにおいて、質量％でS ：≦0.050％， Se：≦0.050％，Te：≦0.050％， Pb：≦0.050％，Bi：≦0.050％， Ca：≦0.050％の何れか１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする。
Claim 4 is as defined in any one of
請求項５のものは、請求項１〜４の何れかにおいて、質量％でNb：≦1.0％， Ta：≦1.0％， Ti：≦1.0％， Zr：≦1.0％，Mg：≦1.0％，REM：≦1.0％の何れか１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする。 A fifth aspect of the present invention is the method according to any one of the first to fourth aspects, wherein Nb: ≦ 1.0%, Ta: ≦ 1.0%, Ti: ≦ 1.0%, Zr: ≦ 1.0%, Mg: ≦ 1.0% in mass%. REM: Any one or more of ≦ 1.0% is further contained.
以上のように本発明は、マトリックスハイスにおいてMn，Niを多く添加し、且つ１１００〜１１６０℃保持からの焼入れで、その焼入れ温度から３００℃までの平均冷却速度が６〜２０℃／ｍｉｎ（分）の下で、変態開始最高温度が３５０℃以下となるように各添加元素の成分調整を行うことを骨子とするものである。ここで変態開始最高温度とはマルテンサイト変態開始温度(Ｍｓ)又はベイナイト変態開始温度(Ｂｓ)のうちの高い温度をいう。 As described above, according to the present invention, a large amount of Mn and Ni is added to the matrix high speed, and quenching from 1100 to 1160 ° C. is maintained, and the average cooling rate from the quenching temperature to 300 ° C. is 6 to 20 ° C./min (min. The main point is to adjust the components of each additive element so that the maximum transformation start temperature is 350 ° C. or lower. Here, the transformation start maximum temperature refers to a higher temperature of the martensite transformation start temperature (Ms) or the bainite transformation start temperature (Bs).
本発明者は、マトリックスハイスを大サイズの金型に適用したときに、焼入れによって十分な靭性値が得られないことの原因を追究する中で、得られる衝撃値（靭性）が焼入れの際のマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）又はベイナイト開始温度（Ｂｓ）に依存する事実を突き止めた。 The present inventor investigated the cause of the fact that sufficient toughness value cannot be obtained by quenching when matrix high speed is applied to a large die, and the obtained impact value (toughness) The facts depending on the martensitic transformation start temperature (Ms) or the bainite start temperature (Bs) have been found.
図１は本発明の高靭性高速度工具鋼を、従来の通常のマトリックスハイスとの比較において概念的に表したものである。
ここで図１は鋼を焼入れしたときの冷却速度と変態との関係を表したもので、図１（イ）が本発明の高靭性高速度工具鋼の変態特性を、図１（ロ）が従来のマトリックスハイスの変態特性を表している。
尚これらの図において横軸は冷却時間（分）を、縦軸は温度を表しており、また図中のＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆは材料の冷却速度を表している。
FIG. 1 conceptually shows the high toughness and high speed tool steel of the present invention in comparison with a conventional normal matrix high speed steel.
Here, FIG. 1 shows the relationship between the cooling rate when steel is quenched and the transformation. FIG. 1 (a) shows the transformation characteristics of the high toughness high speed tool steel of the present invention, and FIG. It represents the transformation characteristics of the conventional matrix heiss.
In these figures, the horizontal axis represents the cooling time (minutes), the vertical axis represents the temperature, and A, B, C, D, E, and F in the figures represent the cooling rate of the material.
図１のＣＣＴ線図において、従来のマトリックスハイスの場合、金型サイズが小サイズであれば十分な冷却速度が得られ、この場合焼入れによって組織は良好にマルテンサイト変態する。
而して組織がマルテンサイト変態することによって硬さや衝撃値，疲労強度は本来の性能が得られる。
In the CCT diagram of FIG. 1, in the case of the conventional matrix high speed, if the mold size is small, a sufficient cooling rate can be obtained. In this case, the structure is well martensitic transformed by quenching.
Thus, when the structure undergoes martensitic transformation, the original performance of hardness, impact value, and fatigue strength can be obtained.
一方金型サイズが大サイズとなると、金型の割れ等を考慮して冷却速度は６〜２０℃／ｍｉｎ（分）程度の冷却速度となる。この場合変態はベイナイト変態となり、且つ変態開始温度は３５０℃超の高温度となる。 On the other hand, when the mold size is large, the cooling rate is about 6 to 20 ° C./min (min) in consideration of cracks in the mold. In this case, the transformation is a bainite transformation, and the transformation start temperature is a high temperature exceeding 350 ° C.
そして変態開始温度が３５０℃超の高温度となることによって、組織が結晶粒成長により粗大な組織となり、そのことが金型の衝撃値や疲労強度を低下させる要因であることを本発明者等は突き止めた。
尚、金型サイズが更に大サイズとなって、冷却速度がより一層遅くなった場合（例えば２℃／ｍｉｎ）、このときには冷却時にパーライト変態を伴うために本来の硬さが得られない。
The inventors have found that when the transformation start temperature is higher than 350 ° C., the structure becomes coarser due to crystal grain growth, which is a factor that lowers the impact value and fatigue strength of the mold. Found out.
When the mold size is further increased and the cooling rate is further reduced (for example, 2 ° C./min), the original hardness cannot be obtained because pearlite transformation is involved during cooling.
そこで本発明者は、冷却速度が遅い場合でも変態開始温度を低くすることができれば靭性値を高め、また疲労強度を高め得るとの着眼のもとに、Mn，Niの添加量を多くしてベイナイト変態のノーズ位置を長時間側及び低温側に移行させ、このことによって図１（ロ）の従来のマトリックスハイスの場合と同様の冷却速度６〜２０℃／ｍｉｎの下でも変態開始温度を３５０℃以下となしたものである。 Therefore, the present inventor has increased the amount of Mn and Ni in view of the fact that the toughness value can be increased and the fatigue strength can be increased if the transformation start temperature can be lowered even when the cooling rate is slow. The nose position of the bainite transformation is shifted to the long time side and the low temperature side, so that the transformation start temperature is set to 350 ° C. even at a cooling rate of 6 to 20 ° C./min similar to the case of the conventional matrix high speed of FIG. It is below ℃.
この場合冷却速度が６〜２０℃／ｍｉｎの下でも、変態開始温度が低くなることによって、焼入時に組織が粗大化せずに微細組織が得られ、そしてこのことによって高い衝撃値や疲労強度が得られることとなった。
但しMnやNiはＭｓとＢｓへの影響が大きく、添加し過ぎると残留オーステナイトが増加し、本来の硬さが得られなくなるため、適切な範囲に調整することが必要である。
In this case, even when the cooling rate is 6 to 20 ° C./min, the transformation start temperature is lowered, so that a microstructure can be obtained without coarsening the structure at the time of quenching, and thereby a high impact value and fatigue strength. Was obtained.
However, Mn and Ni have a great influence on Ms and Bs, and if added too much, retained austenite increases and the original hardness cannot be obtained. Therefore, it is necessary to adjust to an appropriate range.
尚、本発明において３００℃までの平均冷却速度が６〜２０℃／ｍｉｎの下で、変態開始最高温度が３５０℃以下、と規定しているのは次の理由による。
金型にはさまざまな種類があり、多種多様なサイズがある。小物では穴打抜き用のパンチや入れ子式のダイがあり、サイズはおよそφ１０〜３０ｍｍ程度である。これぐらいのサイズのものであれば、焼入れ後の冷却が油冷はもちろん空冷であっても、２０℃／ｍｉｎを超える冷却速度（金型中心部）が得られる。
In the present invention, the reason that the average cooling rate up to 300 ° C. is 6 to 20 ° C./min and the maximum transformation start temperature is 350 ° C. or less is as follows.
There are various types of molds and various sizes. Small articles include punches for punching holes and nesting dies, and the size is about φ10 to 30 mm. If it is about this size, even if cooling after quenching is air cooling as well as oil cooling, a cooling rate (mold center) exceeding 20 ° C./min can be obtained.
一方、自動車のボディとなる鋼板の曲げや絞り加工用の金型では、小さいものでも幅５０×長さ５０ｍｍ程度、大きいものでは幅２００×長さ３００ｍｍ程度になる。
この程度のサイズになると油冷でなければ、２０℃／ｍｉｎを超える冷却速度が得られなくなる。
但しこのような冷却速度の下では、金型サイズが大きいために、冷却途中で金型表面と金型内部の温度差が大きくなり、その温度差を起因とした内部応力によって金型が割れてしまう。
On the other hand, a metal mold for bending or drawing a steel plate used as the body of an automobile has a width of about 50 × 50 mm, and a large mold has a width of about 200 × 300 mm.
If this size is not oil-cooled, a cooling rate exceeding 20 ° C./min cannot be obtained.
However, under such a cooling rate, since the mold size is large, the temperature difference between the mold surface and the mold increases during cooling, and the mold cracks due to internal stress caused by the temperature difference. End up.
そのため、金型サイズが大きい場合は、空冷や衝風冷却、真空炉によるガス加圧冷却といった冷却手法がとられ、意図的に油冷よりも徐冷することで金型の割れを防ぐことが行われる。
このときの冷却速度は、およそ６〜２０℃／ｍｉｎである。
この冷却速度では、一般的なマトリックスハイスは硬さが低下してしまったり、極端に衝撃値や疲労強度が低下してしまい、金型として使用中に大割れを起こす事が非常に多い。
For this reason, when the mold size is large, cooling methods such as air cooling, blast cooling, and gas pressure cooling using a vacuum furnace are taken, and cracking of the mold can be prevented by gradual cooling rather than oil cooling. Done.
The cooling rate at this time is approximately 6 to 20 ° C./min.
At this cooling rate, the hardness of general matrix highs is reduced, the impact value and fatigue strength are extremely reduced, and very large cracks occur during use as a mold.
本発明鋼はこの冷却速度域でも十分な硬さ、衝撃値、疲労強度を確保し得るものであり、金型サイズが大きくても、使用中に大割れを生ぜしめることなく使用できる金型を提供できる。 The steel of the present invention can ensure sufficient hardness, impact value, and fatigue strength even in this cooling rate range, and even if the mold size is large, a mold that can be used without causing large cracks during use. Can be provided.
本発明において、請求項２の各成分は不可避的に含まれる不純物成分で、これら成分を請求項２に規定する上限値以下に規制することで、衝撃値（靭性）を高めることができる。 In the present invention, each component of claim 2 is an inevitably contained impurity component, and the impact value (toughness) can be increased by restricting these components to the upper limit value defined in claim 2 or less.
また請求項３に従ってBを所定量添加した場合、BがMnとNiと同様の効果を発揮して、衝撃値を高めることができる。 Further, when a predetermined amount of B is added according to claim 3, B exhibits the same effect as Mn and Ni, and the impact value can be increased.
請求項４に規定する成分は何れも快削元素に属するもので、これらは切削性を良くすると同時に鋼即ち金型の衝撃値を低下させる成分でもある。
従って本願では請求項４に従いこれら成分を同項に規定する上限値以下に規制する。そしてこのことで衝撃値をより一層高めることができる。
The components specified in claim 4 all belong to free-cutting elements, and these are components that improve the machinability and at the same time reduce the impact value of the steel, that is, the mold.
Therefore, in the present application, these components are regulated to the upper limit value or less defined in the same paragraph according to claim 4. This can further increase the impact value.
一方、請求項５に規定する各成分は結晶粒を微細化する働きがあり、これらを積極的に添加することによって衝撃値を高めることができる。
但し添加し過ぎると衝撃値が急激に低下するため、添加量を一定以下に制限する。
On the other hand, each component specified in claim 5 has a function of refining crystal grains, and the impact value can be increased by positively adding them.
However, since an impact value will fall rapidly if it adds too much, the addition amount is restrict | limited to below fixed.
次に本発明における各成分の限定理由を以下に詳述する。
C：0.45〜0.65％
Cは焼入れによって生じるマルテンサイト組織やベイナイト組織の硬さを高めるために必須の元素である。但し添加量が過剰になるとCr，Mo，W，Vといった炭化物形成元素と結合して、粗大な晶出炭化物の量や微細な析出炭化物の量が増加し、炭化物起因によって特性（衝撃値や疲労強度）が低下する。このため添加量を0.45％以上、0.65％以下とする必要がある。
Next, the reason for limitation of each component in this invention is explained in full detail below.
C: 0.45-0.65%
C is an essential element for increasing the hardness of the martensite structure and bainite structure produced by quenching. However, if the amount added is excessive, it will combine with carbide-forming elements such as Cr, Mo, W, and V, increasing the amount of coarse crystallized carbide and the amount of fine precipitated carbide. Strength) decreases. For this reason, it is necessary to make the addition amount 0.45% or more and 0.65% or less.
Si：0.10〜0.50％
Siは脱酸元素として不可避的に含まれる。フェライト生成元素であることや熱処理硬さに影響を及ぼすため、所定の範囲に調整する事が必要である。脱酸の効果を得るためには0.10％以上の添加が必要である。一方0.50％を超えて含むと、焼入れ焼戻し硬さが大きく低下するため、0.50％以下に限定する。
Si: 0.10 to 0.50%
Si is inevitably included as a deoxidizing element. Since it is a ferrite-forming element and affects the heat treatment hardness, it is necessary to adjust to a predetermined range. In order to obtain the effect of deoxidation, addition of 0.10% or more is necessary. On the other hand, if it exceeds 0.50%, the quenching and tempering hardness is greatly reduced, so it is limited to 0.50% or less.
Mn：1.00〜2.50％
Mnは焼入性を高め、組織を微細化するために必須の元素である。1.00％以上でなければＭｓやＢｓの低下、またはベイナイト変態のノーズ位置の長時間化の効果が得られず、高靭性が得られない。一方、2.50％を超えて添加すると残留オーステナイトが増加しすぎ、焼入焼戻し硬さが大きく低下してしまうため、2.50％以下に限定する。
Mn: 1.00-2.50%
Mn is an essential element for enhancing hardenability and refining the structure. If it is not 1.00% or more, the effect of lowering Ms or Bs or lengthening the nose position of the bainite transformation cannot be obtained, and high toughness cannot be obtained. On the other hand, if added over 2.50%, the retained austenite increases excessively and the quenching and tempering hardness is greatly reduced, so it is limited to 2.50% or less.
Ni：0.10〜2.00％
Niは焼入性を高め、組織を微細化するために必須の元素である。但しNi元素は高価であり、製造コストの観点から添加量を定める。Mn添加だけでは組織の微細化効果が小さかった場合や、製造上の成分配合を考慮した場合などでは、NiをMnの代替として使用できる。マトリックスハイスの成分配合上、0.10％以上が不可避的に含まれる。一方多く添加し過ぎると、製造コストの増加や、残留オーステナイト増加による焼入焼戻し硬さの低下を招くため、Mnの代替として利用しても2.00％以下に限定する必要がある。
Ni: 0.10 to 2.00%
Ni is an essential element for improving hardenability and refining the structure. However, Ni element is expensive, and the addition amount is determined from the viewpoint of manufacturing cost. Ni can be used as an alternative to Mn when the effect of refining the structure is small by adding Mn alone, or when considering the composition of components in production. 0.10% or more is inevitably included due to the composition of matrix high speed. On the other hand, too much addition leads to an increase in production cost and a decrease in quenching and tempering hardness due to an increase in retained austenite, so even if it is used as a substitute for Mn, it is necessary to limit it to 2.00% or less.
Cr：3.50〜5.00％
Crは材料中に固溶し、マルテンサイト組織やベイナイト組織の硬さを向上させるととともに、焼戻しによって微細な析出炭化物を生じるため、焼戻し温度に依存して硬さ向上の効果が得られる。焼入焼戻し硬さＨＲＣ５０を得るためには、3.50％以上の添加が必要である。一方添加しすぎれば晶出炭化物となり、材料中に固溶できないCrが増加し、硬さに寄与しなくなるのと同時に、晶出炭化物の増加が衝撃値や疲労強度を低下させる。このため5.00％以下に限定する。
Cr: 3.50 to 5.00%
Cr dissolves in the material to improve the hardness of the martensite structure and bainite structure, and fine tempered carbides are produced by tempering, so that the effect of improving hardness depends on the tempering temperature. In order to obtain the quenching and tempering hardness HRC50, it is necessary to add 3.50% or more. On the other hand, if it is added too much, it becomes crystallized carbide, and Cr that cannot be dissolved in the material increases and does not contribute to hardness. At the same time, the increase in crystallized carbide decreases the impact value and fatigue strength. For this reason, it is limited to 5.00% or less.
Mo+0.5W：0.20〜8.00％
Mo，Wは材料中に固溶し、マルテンサイト組織やベイナイト組織の硬さを向上させるととともに、焼戻しによって微細な析出炭化物を生じるため、焼戻し温度に依存して硬さ向上の効果が得られる。焼入焼戻し硬さＨＲＣ５０を得るためには、0.20％以上の添加が必要である。一方添加しすぎれば晶出炭化物となり、材料中に固溶できないMo，Wが増加し、硬さに寄与しなくなるのと同時に、晶出炭化物の増加が衝撃値や疲労強度を低下させる。このため8.00％以下に限定する。Moに対しWは効果が同じであるが、同じ効果を得るためにはMoの２倍の量が必要である。
Mo + 0.5W: 0.20-8.00%
Mo and W are dissolved in the material to improve the hardness of the martensite structure and bainite structure, and fine tempered carbides are produced by tempering. Therefore, the effect of improving hardness depends on the tempering temperature. . In order to obtain the quenching and tempering hardness HRC50, addition of 0.20% or more is necessary. On the other hand, if it is added too much, it becomes crystallized carbide, and Mo and W that cannot be dissolved in the material increase, which contributes to hardness, and at the same time, the increase of crystallized carbide decreases the impact value and fatigue strength. For this reason, it is limited to 8.00% or less. W has the same effect as Mo, but twice the amount of Mo is required to achieve the same effect.
V：1.00〜2.00％
Vは焼戻しによって微細な析出炭化物を生じるため、焼戻し温度に依存して硬さ向上の効果が得られる。また晶出炭化物を形成する事により、焼入れ温度保持中での結晶粒粗大化防止に効果がある。結晶粒粗大化防止に効果が得られる程度に晶出炭化物を形成させるために1.00％以上の添加が必要である。一方添加しすぎれば不必要な晶出炭化物の増加を招き、衝撃値や疲労強度を低下させる。このため2.00％以下に限定する。
V: 1.00 to 2.00%
Since V produces fine precipitated carbides by tempering, the effect of improving hardness is obtained depending on the tempering temperature. In addition, the formation of crystallized carbide is effective in preventing crystal grain coarsening while maintaining the quenching temperature. Addition of 1.00% or more is necessary in order to form crystallized carbide to the extent that the effect of preventing grain coarsening can be obtained. On the other hand, adding too much leads to an increase in unnecessary crystallized carbides and lowers the impact value and fatigue strength. For this reason, it is limited to 2.00% or less.
Co：0.01〜5.00％
Coは材料中に固溶し、熱処理硬さを向上させる。特に高温での硬さや、高温焼戻しでの硬さを向上させるのに有効である。その硬さ向上の効果を得るためには0.01％以上の添加が必要である。一方5.00％を超えて添加した場合、硬さ向上の効果は得られるが製造コストが高くなりすぎるため、5.00％を上限とする。
Co: 0.01-5.00%
Co dissolves in the material and improves the heat treatment hardness. In particular, it is effective for improving the hardness at high temperature and the hardness at high temperature tempering. In order to obtain the effect of improving the hardness, addition of 0.01% or more is necessary. On the other hand, if added over 5.00%, the effect of improving hardness can be obtained, but the manufacturing cost becomes too high, so 5.00% is made the upper limit.
P ：≦0.030％，Cu：≦1.0％，Al：≦0.5％，O :≦0.0050％，N :≦0.020％
これらは鋼中に不可避的に含まれる成分である。これらが鋼中に多量に含まれると、靭性や切削加工性を低下させるため、上記の上限値以下とする必要がある。これらの元素は積極的に低減することで安定したより高い靭性を確保することが可能である。ただし積極的に低減することは、製造コストとの兼ねあいとなる。
P: ≦ 0.030%, Cu: ≦ 1.0%, Al: ≦ 0.5%, O: ≦ 0.0050%, N: ≦ 0.020%
These are components inevitably contained in the steel. If these are contained in a large amount in steel, the toughness and cutting workability are lowered, so that it is necessary to set the upper limit value or less. By actively reducing these elements, stable higher toughness can be ensured. However, the positive reduction has a balance with the manufacturing cost.
B ：0.0005〜0.0100％
Bはマトリックス中に固溶し、焼入性を向上させる効果があり、MnやNiの代替として焼入性を向上させるために積極的に添加することができる。添加量が下限値以上であれば焼入性向上の効果が得られる。但し上限値を超えて添加しても焼入性向上の効果は飽和する。
B: 0.0005-0.0100%
B dissolves in the matrix and has the effect of improving the hardenability, and can be positively added to improve the hardenability as an alternative to Mn and Ni. If the addition amount is at least the lower limit value, the effect of improving hardenability can be obtained. However, the effect of improving hardenability is saturated even if it exceeds the upper limit.
S ：≦0.050％，Se：≦0.050％，Te：≦0.050％，Pb：≦0.050％，Bi：≦0.050％，Ca：≦0.050％
これらは非金属介在物を形成したり、粒界に存在したりすることによって切削性を高める元素である。但しこれらの元素は上限値を超えて添加すると衝撃値や疲労強度の低下を招く。一方で極端に少なくすることは製造コストの増加を招く。上限値以下であれば衝撃値や疲労強度への悪影響を排除できる。
S: ≤ 0.050%, Se: ≤ 0.050%, Te: ≤ 0.050%, Pb: ≤ 0.050%, Bi: ≤ 0.050%, Ca: ≤ 0.050%
These are elements that enhance machinability by forming non-metallic inclusions or existing at grain boundaries. However, if these elements are added in excess of the upper limit value, the impact value and fatigue strength are reduced. On the other hand, extremely reducing it causes an increase in manufacturing cost. If it is less than the upper limit value, adverse effects on impact value and fatigue strength can be eliminated.
Nb：≦1.0％，Ta：≦1.0％，Ti：≦1.0％，Zr：≦1.0％，Mg：≦1.0％，REM：≦1.0％
これらの元素は炭化物の微細化や結晶粒の微細化による靭性向上の効果を得るために添加することができる。但し添加し過ぎると晶出炭化物や酸化物を形成し、衝撃値や疲労強度の低下を招くため、添加するとしても上限値とする。
Nb: ≤1.0%, Ta: ≤1.0%, Ti: ≤1.0%, Zr: ≤1.0%, Mg: ≤1.0%, REM: ≤1.0%
These elements can be added in order to obtain the effect of improving toughness due to refinement of carbides and refinement of crystal grains. However, if added too much, crystallized carbides and oxides are formed, and the impact value and fatigue strength are lowered.
１１００〜１１６０℃保持からの焼入れ
焼入れ温度が１１００℃未満だと、焼入れ温度保持中での元素の固溶量が少なくなり、焼入焼戻し硬さＨＲＣ５０以上が得られなくなる。一方１１６０℃を越えると結晶粒が粗大化し、衝撃値や疲労強度が大きく低下する。このため焼入れ温度は１１００〜１１６０℃に制限する必要がある。
Quenching from holding at 1100 to 1160 ° C. If the quenching temperature is less than 1100 ° C., the solid solution amount of the element during holding of the quenching temperature decreases, and the quenching and tempering hardness HRC50 or higher cannot be obtained. On the other hand, when the temperature exceeds 1160 ° C., the crystal grains become coarse, and the impact value and fatigue strength are greatly reduced. Therefore, it is necessary to limit the quenching temperature to 1100 to 1160 ° C.
焼入れ温度から３００℃までの平均冷却速度が６〜２０℃/ｍｉｎにおける変態開始最高温度が３５０℃以下
冷却速度に応じて変態開始最高温度は変化する。なお、２０℃/ｍｉｎを超える冷却速度域は、十分な冷却速度であるため、組織の粗大化はおこらない。３００℃までの平均冷却速度が６〜２０℃/ｍｉｎであるとき、変態開始最高温度が３５０℃を超えていると組織の粗大化が顕著となり、衝撃値の劣化が激しい。このため、この冷却速度範囲内では変態開始最高温度が３５０℃以下となるようにMnやNi等の成分を調整する。一方６℃/ｍｉｎよりも遅い冷却速度では、組織の一部がパーライト組織となり、硬さが大幅に低下するため、金型として使用できない。
The maximum transformation start temperature at an average cooling rate of 6 to 20 ° C./min from the quenching temperature to 300 ° C. is 350 ° C. or less. The maximum transformation start temperature varies depending on the cooling rate. In addition, since the cooling rate region exceeding 20 ° C./min is a sufficient cooling rate, the structure is not coarsened. When the average cooling rate up to 300 ° C. is 6 to 20 ° C./min, if the transformation start maximum temperature exceeds 350 ° C., the coarsening of the structure becomes remarkable and the impact value is greatly deteriorated. For this reason, components such as Mn and Ni are adjusted so that the maximum transformation start temperature is 350 ° C. or lower within this cooling rate range. On the other hand, at a cooling rate slower than 6 ° C./min, a part of the structure becomes a pearlite structure, and the hardness is greatly reduced, so that it cannot be used as a mold.
表１に示す成分組成の６０ｋｇの鋼材を、高周波真空溶解炉で溶解した後造塊した。得られた鋼塊を熱間鍛造して一辺５０×４０ｍｍの角棒とした。このときの熱間鍛造は１２３０℃で５時間以上保持した後行った。
鍛造後空冷を行い、その後低温焼きなましを実施した後、表２に示す温度で焼入れを行った。この焼入れ時の冷却は表２に示す平均冷却速度にて行った。
焼入れ終了後、室温まで冷えたことを確認し焼戻しを行った。焼戻しは表２に示す温度で１時間保持した後、空冷することにより行った。またこの焼戻しを２回実施した。
得られた発明鋼及び比較鋼に対し、以下の試験及び評価を行った。
A 60 kg steel material having the composition shown in Table 1 was melted in a high frequency vacuum melting furnace and then ingot-formed. The obtained steel ingot was hot forged into a square bar with a side of 50 × 40 mm. The hot forging at this time was performed after holding at 1230 ° C. for 5 hours or more.
After forging, air cooling was performed, followed by low-temperature annealing, followed by quenching at the temperatures shown in Table 2. Cooling at the time of quenching was performed at an average cooling rate shown in Table 2.
After quenching, it was confirmed that it had cooled to room temperature and tempered. Tempering was performed by air cooling after holding at the temperature shown in Table 2 for 1 hour. This tempering was performed twice.
The following tests and evaluations were performed on the obtained invention steel and comparative steel.
＜変態開始最高温度測定＞
表２に示す焼入れ温度と焼入れ温度から３００℃までの平均冷却速度で焼入れを行い、線膨張率の変化から変態開始最高温度を測定した。
<Maximum transformation start temperature measurement>
Quenching was performed at the quenching temperature shown in Table 2 and the average cooling rate from the quenching temperature to 300 ° C., and the maximum transformation start temperature was measured from the change in the linear expansion coefficient.
＜硬さ測定＞
焼入れ焼戻し後の室温状態での硬さをロックウェル硬度計（Ｃスケール）で測定した。
<Hardness measurement>
The hardness at room temperature after quenching and tempering was measured with a Rockwell hardness meter (C scale).
＜高温保持硬さ測定＞
焼入れ焼戻しを行った後６２０℃で２０時間保持し、室温状態で硬さをロックウェル硬度計で測定した。
<High temperature holding hardness measurement>
After quenching and tempering, it was held at 620 ° C. for 20 hours, and the hardness was measured with a Rockwell hardness meter at room temperature.
＜衝撃値測定＞
表２に示す焼入れ、焼戻し条件で焼入れ及び焼戻し処理を行った後、JIS Z 2202に規定された２ｍｍＵノッチのシャルピー衝撃試験片（３号試験片）を作製し、JIS Z 2242に従ってシャルピー衝撃試験を実施した。尚試験は室温で実施し、３本の試験片についての平均値をとって衝撃値とした。
<Impact value measurement>
After performing quenching and tempering treatment under the quenching and tempering conditions shown in Table 2, a 2 mm U-notch Charpy impact test piece (No. 3 test piece) specified in JIS Z 2202 was prepared, and a Charpy impact test was conducted in accordance with JIS Z 2242 Carried out. The test was performed at room temperature, and the average value of the three test pieces was taken as the impact value.
＜疲労強度試験＞
表２に示す焼入れ、焼戻し条件で焼入れ焼戻しを行った後、JIS Z 2274に従って回転曲げ疲労試験を実施した。試験片は１号試験片とした。即ち平行部φ８ｍｍ、長さ２５ｍｍの回転曲げ疲労試験片を作製し、疲労試験を室温で実施した。
具体的には試験片の両端部を支持して中央部に荷重を負荷し、そして試験片を回転させて繰返数１０００万回で破断しない試験荷重を疲労強度として評価した。
<Fatigue strength test>
After quenching and tempering under the quenching and tempering conditions shown in Table 2, a rotating bending fatigue test was performed according to JIS Z 2274. The test piece was a No. 1 test piece. That is, a rotating bending fatigue test piece having a parallel part φ8 mm and a length of 25 mm was produced, and the fatigue test was performed at room temperature.
Specifically, both ends of the test piece were supported, a load was applied to the central portion, and the test load was rotated and the test load that did not break at a repetition rate of 10 million times was evaluated as fatigue strength.
結果が表２に併せて示してある。 The results are also shown in Table 2.
これらの表において比較鋼１，３，１０，１１はMnが請求範囲の下限値を外れて低いことから焼入れ性が不十分で、そのため表２の平均冷却速度の下では変態開始最高温度が３５０℃超となってしまい、組織が粗大化して衝撃値も疲労強度も低いものとなっている。
In these tables, the
また比較鋼２は、Ni量が本発明の上限値を超えて多く、更に比較鋼４は、Mn量とNi量が本発明の上限値を超えて過剰であり、そのため変態開始最高温度は３５０℃以下となるが、残留オーステナイト量が増えすぎ、硬さＨＲＣ５０以上を得る事ができない。そして硬さがＨＲＣ５０未満であるため、疲労強度が劣っている。 Further, the comparative steel 2 has a large amount of Ni exceeding the upper limit of the present invention, and the comparative steel 4 has an excessive amount of Mn and Ni exceeding the upper limit of the present invention. However, the amount of retained austenite increases excessively, and a hardness of HRC50 or higher cannot be obtained. And since hardness is less than HRC50, fatigue strength is inferior.
比較鋼５は、炭化物形成元素であるC量及びCr量が本発明の上限値を超えて過剰であり、また比較鋼７は、同じく炭化物形成元素であるMo+0.5Wが本発明の上限値を超えて過剰であり、更に比較鋼８は、V量が本発明の上限値を超えて過剰であることから、晶出炭化物が多量に形成された。そのため衝撃値，疲労強度とも晶出炭化物の影響により劣ったものとなっている。 In Comparative Steel 5, the amounts of C and Cr, which are carbide forming elements, exceed the upper limits of the present invention, and in Comparative Steel 7, Mo + 0.5W, which is also a carbide forming element, is the upper limit of the present invention. Further, since the amount of V in the comparative steel 8 is excessive beyond the upper limit of the present invention, a large amount of crystallized carbide was formed. Therefore, both impact value and fatigue strength are inferior due to the effect of crystallized carbide.
比較鋼６は、C量が本発明の下限値よりも低いために、硬さがＨＲＣ５０以上を得られていない。そのため疲労強度が劣る。
比較鋼９は、Co量が本発明の下限値よりも低いために、高温保持硬さが極めて低下してしまう。高温保持硬さはＨＲＣ４０以上なければ金型として使用した場合摩耗が著しく、極めて短寿命となるため金型として使用できない。
これに対し本発明鋼は何れもそれら各特性において優れたものとなっている。
Since the comparative steel 6 has a C amount lower than the lower limit of the present invention, the hardness is not obtained to be HRC50 or more. Therefore, the fatigue strength is inferior.
Since the comparative steel 9 has a Co amount lower than the lower limit of the present invention, the high temperature holding hardness is extremely lowered. If the hardness at high temperature is not higher than 40 HRC, it will be worn out when used as a mold, and it will have a very short life, so it cannot be used as a mold.
On the other hand, all the steels of the present invention are excellent in each of these characteristics.
以上本発明の実施例を説明したが本発明はこの実施例に限定されず、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更を加えて実施可能である。 Although the embodiment of the present invention has been described above, the present invention is not limited to this embodiment, and various modifications can be made without departing from the spirit of the present invention.
Claims (5)
C：0.45〜0.65％
Si：0.10〜0.50％
Mn：1.00〜2.50％
Ni：0.10〜2.00％
Cr：3.50〜5.00％
Mo+0.5W：0.20〜8.00％
V：1.00〜2.00％
Co：0.01〜5.00％
残部Fe及び不可避的成分からなり、１１００〜１１６０℃保持からの焼入れにおいて、その焼入れ温度から３００℃までの平均冷却速度が６〜２０℃/ｍｉｎにおける変態開始最高温度が３５０℃以下であることを特徴とする高靭性高速度工具鋼。 In mass%
C: 0.45-0.65%
Si: 0.10 to 0.50%
Mn: 1.00-2.50%
Ni: 0.10 to 2.00%
Cr: 3.50 to 5.00%
Mo + 0.5W: 0.20-8.00%
V: 1.00 to 2.00%
Co: 0.01-5.00%
It is composed of the remaining Fe and inevitable components, and in quenching from holding at 1100 to 1160 ° C., the maximum transformation start temperature at the average cooling rate from the quenching temperature to 300 ° C. at 6 to 20 ° C./min is 350 ° C. or less. High toughness and high speed tool steel.
P ：≦0.030％
Cu：≦1.0％
Al：≦0.5％
O :≦0.0050％
N :≦0.020％
であることを特徴とする高靭性高速度工具鋼。 In Claim 1, in mass%
P: ≤0.030%
Cu: ≤1.0%
Al: ≤ 0.5%
O: ≦ 0.0050%
N: ≦ 0.020%
High toughness and high speed tool steel.
B ：0.0005〜0.0100％
を更に含有していることを特徴とする高靭性高速度工具鋼。 In any one of Claims 1 and 2,
B: 0.0005-0.0100%
Further tough, high-speed tool steel characterized by further containing.
S ：≦0.050％
Se：≦0.050％
Te：≦0.050％
Pb：≦0.050％
Bi：≦0.050％
Ca：≦0.050％
の何れか１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする高靭性高速度工具鋼。 In any one of Claims 1-3, In mass%
S: ≤ 0.050%
Se: ≤ 0.050%
Te: ≤ 0.050%
Pb: ≤ 0.050%
Bi: ≤ 0.050%
Ca: ≤ 0.050%
A high toughness, high-speed tool steel characterized by further containing any one or more of the above.
Nb：≦1.0％
Ta：≦1.0％
Ti：≦1.0％
Zr：≦1.0％
Mg：≦1.0％
REM：≦1.0％
の何れか１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする高靭性高速度工具鋼。 In any one of Claims 1-4, In mass%
Nb: ≦ 1.0%
Ta: ≤1.0%
Ti: ≤1.0%
Zr: ≦ 1.0%
Mg: ≦ 1.0%
REM: ≦ 1.0%
A high toughness, high-speed tool steel characterized by further containing any one or more of the above.
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