JP2021095606A - 軟化抵抗性及び窒化特性に優れた高強度熱間工具鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】軟化抵抗性と窒化特性に優れた高強度熱間工具鋼の提供。【解決手段】化学成分が質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．２０〜１．２０％、Ｍｎ：０．３０〜１．００％、Ｃｒ：３．８０〜５．５０％、Ｍｏ：１．００〜２．３０％、Ｗ：０．８０〜２．４０％、Ｖ：０．１０〜０．８０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ式（１）のＡの値と式（２）のＢの値がＡ／Ｂ≦４．３、式（３）がＨ≦７．０であることを特徴とする高強度熱間工具鋼。ただしＡ＝−２．５＋１９．３×Ｃ−０．５２×Ｓｉ＋３．２×Ｍｎ＋０．６１×Ｃｒ−０．７２×Ｍｏ−３．５×Ｖ−０．１５×Ｗ・・・（式１）、Ｂ＝０．４１−２．２×Ｃ＋０．３１×Ｓｉ−１．３７×Ｍｎ−０．３９×Ｃｒ＋１．３３×Ｍｏ＋２．３×Ｖ＋０．７８×Ｗ・・・（式２）、Ｈ＝０．０１＋４．９８×Ｃ＋０．３１×Ｍｎ＋０．３３×Ｃｒ＋１．３２×Ｍｏ−１．７５×Ｖ＋０．６６×Ｗ・・・（式３）【選択図】 なし
Description
本発明は、軟化抵抗性及び窒化特性に優れた熱間工具鋼に関する。
熱間で使用される金型材料において、高温の被加工材との接触や摺動による、金型表面の軟化、摩耗を防ぐために高い軟化抵抗性、すなわち高温強度が求められている。これまで、このような環境ではＪＩＳ−ＳＫＤ６１種が広く使用されているが、近年の各種部材の高強度・軽量化のニーズの高まりにより、過酷化した金型の使用環境においてはＪＩＳ−ＳＫＤ６１種の軟化抵抗性では不十分である。また、熱間で使用される金型において、これに耐える強度を付与するために窒化処理により、金型表面部を硬化して使用する方法が広く普及している。
合金元素添加量及び、焼入時の未固溶炭化物量を制御することで、熱間加工用の金型鋼の強度を確保する方法が提案されている（特許文献１参照。）。
しかし、この提案の方法では、焼戻し時に、軟化抵抗性を向上させるＭ2Ｃ型、Ｍ6Ｃ型、あるいはＭＣ型などの析出炭化物が充分に析出せず、軟化抵抗性が低くなる問題がある。
しかし、この提案の方法では、焼戻し時に、軟化抵抗性を向上させるＭ2Ｃ型、Ｍ6Ｃ型、あるいはＭＣ型などの析出炭化物が充分に析出せず、軟化抵抗性が低くなる問題がある。
また、窒化層の硬さと厚さを制限することで耐ヒートクラック性を向上させる鋼が提案されている（特許文献２参照。）。
しかし、この提案の鋼では、母材硬度と化合物層の硬度差が大きいため、窒化層の密着性が低く、窒化層が剥離しやすくなる問題がある。
しかし、この提案の鋼では、母材硬度と化合物層の硬度差が大きいため、窒化層の密着性が低く、窒化層が剥離しやすくなる問題がある。
本発明が解決しようとする課題は、合金元素添加量の最適化により、焼戻し時の析出炭化物を制御することで、軟化抵抗性を確保し、母材硬度と化合物層の高度差を抑えることで窒化層の剥離を抑えた、窒化特性に優れた高強度熱間工具鋼を提供することである。
本発明の課題を解決する手段は、化学成分が質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．２０〜１．２０％、Ｍｎ：０．３０〜１．００％、Ｃｒ：３．８０〜５．５０％、Ｍｏ：１．００〜２．３０％、Ｗ：０．８０〜２．４０％、Ｖ：０．１０〜０．８０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ式（１）のＡの値と式（２）のＢの値がＡ／Ｂ≦４．３であって、さらに式（３）がＨ≦７．０であることを特徴とする高強度熱間工具鋼である。
ただし、式（１）〜（３）は以下のとおりである。
Ａ＝−２．５＋１９．３×Ｃ−０．５２×Ｓｉ＋３．２×Ｍｎ＋０．６１×Ｃｒ−０．７２×Ｍｏ−３．５×Ｖ−０．１５×Ｗ・・・（式１）
Ｂ＝０．４１−２．２×Ｃ＋０．３１×Ｓｉ−１．３７×Ｍｎ−０．３９×Ｃｒ＋１．３３×Ｍｏ＋２．３×Ｖ＋０．７８×Ｗ・・・（式２）
Ｈ＝０．０１＋４．９８×Ｃ＋０．３１×Ｍｎ＋０．３３×Ｃｒ＋１．３２×Ｍｏ−１．７５×Ｖ＋０．６６×Ｗ・・・（式３）
なお、各式の元素記号には各元素の化学成分の量（質量％）を代入する。
Ａ＝−２．５＋１９．３×Ｃ−０．５２×Ｓｉ＋３．２×Ｍｎ＋０．６１×Ｃｒ−０．７２×Ｍｏ−３．５×Ｖ−０．１５×Ｗ・・・（式１）
Ｂ＝０．４１−２．２×Ｃ＋０．３１×Ｓｉ−１．３７×Ｍｎ−０．３９×Ｃｒ＋１．３３×Ｍｏ＋２．３×Ｖ＋０．７８×Ｗ・・・（式２）
Ｈ＝０．０１＋４．９８×Ｃ＋０．３１×Ｍｎ＋０．３３×Ｃｒ＋１．３２×Ｍｏ−１．７５×Ｖ＋０．６６×Ｗ・・・（式３）
なお、各式の元素記号には各元素の化学成分の量（質量％）を代入する。
本発明の鋼は、Ａ／Ｂの値が４．３以下であるので、焼戻し時に、軟化抵抗性を向上させるＭ2Ｃ型、Ｍ6Ｃ型、あるいはＭＣ型などの析出炭化物を充分に析出するため、初期硬さが４８ＨＲＣの場合、６００℃で３０時間加熱保持した際のＨＲＣ硬度低下量が１２ＨＲＣ以下となるなど、軟化抵抗性に優れている。さらに、Ｈ≦７．０であるので、窒化後の母材硬度と化合物層の硬度差が６００ＨＶ以下となり、窒化層が剥離しづらく、本発明の鋼は、窒化特性に優れた高強度熱間工具鋼ともなっている。
本発明の実施するための形態を記載するに先立って、本発明における化学成分についての限定理由及び各式に基づく値の範囲を規定する理由について詳述する。なお、％は質量％である。
Ｃ：０．３０〜０．５０％
Ｃは、本発明鋼のすぐれた焼入性、焼もどし硬さ、および高温硬さを維持し、またＷ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒなどの炭化物形成元素と結合して炭化物を形成し、結晶粒の微細化効果、耐摩耗性、焼もどし軟化抵抗、高温硬さを与えるために添加するものである。そのためには、Ｃは０．３０％以上が必要である。しかし、多すぎると過度の炭化物の析出を招き靭性を低下させる。そこで、Ｃは０．３０〜０．５０％とし、望ましくは０．３５〜０．４５％する。
Ｃは、本発明鋼のすぐれた焼入性、焼もどし硬さ、および高温硬さを維持し、またＷ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒなどの炭化物形成元素と結合して炭化物を形成し、結晶粒の微細化効果、耐摩耗性、焼もどし軟化抵抗、高温硬さを与えるために添加するものである。そのためには、Ｃは０．３０％以上が必要である。しかし、多すぎると過度の炭化物の析出を招き靭性を低下させる。そこで、Ｃは０．３０〜０．５０％とし、望ましくは０．３５〜０．４５％する。
Ｓｉ：０．２０〜１．２０％
Ｓｉは、脱酸剤としておよび基地の硬さを得るために必要な元素であり、さらに切削時に、工具表面に付着して酸化皮膜を形成し、工具の焼付きを抑制する元素である。そのためには、Ｓｉは０．２０％以上が必要である。しかし、多すぎると、固溶強化が進み、靭性が悪化する。そこで、Ｓｉは０．２０〜１．２０％とし、望ましくは０．２５〜１．１０％とする。
Ｓｉは、脱酸剤としておよび基地の硬さを得るために必要な元素であり、さらに切削時に、工具表面に付着して酸化皮膜を形成し、工具の焼付きを抑制する元素である。そのためには、Ｓｉは０．２０％以上が必要である。しかし、多すぎると、固溶強化が進み、靭性が悪化する。そこで、Ｓｉは０．２０〜１．２０％とし、望ましくは０．２５〜１．１０％とする。
Ｍｎ：０．３０〜１．００％
Ｍｎは、脱酸剤としておよび焼入性を得るために必要な元素である。そのためには、Ｍｎは０．３０％以上が必要である。しかし、多すぎるとＡ１変態点を過度に低下させ、焼なまし硬さを過度に高くし、被切削性を低下させる。そこで、Ｍｎは０．３０〜１．００％とし、望ましくは０．４０〜０．７０％とする。
Ｍｎは、脱酸剤としておよび焼入性を得るために必要な元素である。そのためには、Ｍｎは０．３０％以上が必要である。しかし、多すぎるとＡ１変態点を過度に低下させ、焼なまし硬さを過度に高くし、被切削性を低下させる。そこで、Ｍｎは０．３０〜１．００％とし、望ましくは０．４０〜０．７０％とする。
Ｃｒ：３．８０〜５．５０％
Ｃｒは、焼もどし軟化抵抗および高温強度の向上、Ｃと結合して炭化物を形成することによる耐摩耗性の向上、焼入性の向上、窒素と結びつくことによる窒化物の形成に必要な元素である。そのためには、Ｃｒは３．８０％以上が必要である。しかし、多すぎると粗大な炭化物を形成して靭性および軟化抵抗性を悪化させる。そこで、Ｃｒは３．８０〜５．５０％とし、望ましくは３．９０〜５．０％とする。
Ｃｒは、焼もどし軟化抵抗および高温強度の向上、Ｃと結合して炭化物を形成することによる耐摩耗性の向上、焼入性の向上、窒素と結びつくことによる窒化物の形成に必要な元素である。そのためには、Ｃｒは３．８０％以上が必要である。しかし、多すぎると粗大な炭化物を形成して靭性および軟化抵抗性を悪化させる。そこで、Ｃｒは３．８０〜５．５０％とし、望ましくは３．９０〜５．０％とする。
Ｍｏ：１．００〜２．３０％
Ｍｏは、鋼の焼入性と焼戻し軟化抵抗を向上させて、靭性と高温強度を高める作用を有する。そのためには、Ｍｏは１．００％以上が必要である。しかし、多すぎると靭性の低下をきたす。そこで、Ｍｏは１．００〜２．３０％とし、望ましくは１．３０〜２．２０％とする。
Ｍｏは、鋼の焼入性と焼戻し軟化抵抗を向上させて、靭性と高温強度を高める作用を有する。そのためには、Ｍｏは１．００％以上が必要である。しかし、多すぎると靭性の低下をきたす。そこで、Ｍｏは１．００〜２．３０％とし、望ましくは１．３０〜２．２０％とする。
Ｗ：０．８０〜２．４０％
Ｗは、軟化抵抗性と靭性を高める作用を有する。そのためには、Ｗは０．８０％以上が必要である。しかし、多すぎると靭性を悪化させる。そこで、Ｗは０．８０〜２．４０％とし、望ましくは０．９０〜２．２０％とする。
Ｗは、軟化抵抗性と靭性を高める作用を有する。そのためには、Ｗは０．８０％以上が必要である。しかし、多すぎると靭性を悪化させる。そこで、Ｗは０．８０〜２．４０％とし、望ましくは０．９０〜２．２０％とする。
Ｖ：０．１０〜０．８０％
Ｖは焼戻時に微細で硬質なＭＣ型の炭化物、窒化物、炭窒化物を析出し、高温強度や耐摩耗性に寄与し、また、焼入時には微細な炭化物および炭窒化物が結晶粒の粗大化を抑制し、靭性の低下を抑制する。そのためには、Ｖは０．１０％以上が必要である。しかし、多すぎると粗大な炭窒化物を形成し靱性および被削性が悪化する。そこでＶは０．１０〜０．８０％とし、望ましくは０．１０〜０．６０％とする。
Ｖは焼戻時に微細で硬質なＭＣ型の炭化物、窒化物、炭窒化物を析出し、高温強度や耐摩耗性に寄与し、また、焼入時には微細な炭化物および炭窒化物が結晶粒の粗大化を抑制し、靭性の低下を抑制する。そのためには、Ｖは０．１０％以上が必要である。しかし、多すぎると粗大な炭窒化物を形成し靱性および被削性が悪化する。そこでＶは０．１０〜０．８０％とし、望ましくは０．１０〜０．６０％とする。
Ａ＝−２．５＋１９．３×Ｃ−０．５２×Ｓｉ＋３．２×Ｍｎ＋０．６１×Ｃｒ−０．７２×Ｍｏ−３．５×Ｖ−０．１５×Ｗ・・・（式１）及び式Ｂ＝０．４１−２．２×Ｃ＋０．３１×Ｓｉ−１．３７×Ｍｎ−０．３９×Ｃｒ＋１．３３×Ｍｏ＋２．３×Ｖ＋０．７８×Ｗ・・・（式２）で求められるＡ／Ｂの値が、Ａ／Ｂ≦４．３であること。
Ａの値は軟化抵抗性を低下させる炭化物であるＭ7Ｃ3及びＭ23Ｃ6から成るＣｒ系炭化物相の析出しやすさを示す指標である。Ｂの値は軟化抵抗性を向上させる炭化物であるＭ2Ｃ、Ｍ6Ｃ、ＭＣから成るＭｏやＶ系の炭化相の析出しやすさを示す指標である。Ａ／Ｂが４．３よりも大きいと軟化抵抗性を低下させるＣｒ系炭化物であるＭ7Ｃ3やＭ23Ｃ6が多く生じるようになる。そこで、軟化抵抗性を向上させるために、Ａ／Ｂは４．３以下とする。
Ａの値は軟化抵抗性を低下させる炭化物であるＭ7Ｃ3及びＭ23Ｃ6から成るＣｒ系炭化物相の析出しやすさを示す指標である。Ｂの値は軟化抵抗性を向上させる炭化物であるＭ2Ｃ、Ｍ6Ｃ、ＭＣから成るＭｏやＶ系の炭化相の析出しやすさを示す指標である。Ａ／Ｂが４．３よりも大きいと軟化抵抗性を低下させるＣｒ系炭化物であるＭ7Ｃ3やＭ23Ｃ6が多く生じるようになる。そこで、軟化抵抗性を向上させるために、Ａ／Ｂは４．３以下とする。
Ｈ＝０．０１＋４．９８×Ｃ＋０．３１×Ｍｎ＋０．３３×Ｃｒ＋１．３２×Ｍｏ−１．７５×Ｖ＋０．６６×・・・（式３）で求められるＨの値が、Ｈ≦７．０であること。
Ｈの値は窒化後の母材硬度と化合物相の硬度差を示す指標であり、Ｈが７．０よりも大きいと窒化後の母材硬度と化合物層の硬度差が大きいため、窒化層の密着性が低くなり、窒化層が剥離しやすくなる。そこで、窒化特性を向上させるために、Ｈは７．０以下とする。
Ｈの値は窒化後の母材硬度と化合物相の硬度差を示す指標であり、Ｈが７．０よりも大きいと窒化後の母材硬度と化合物層の硬度差が大きいため、窒化層の密着性が低くなり、窒化層が剥離しやすくなる。そこで、窒化特性を向上させるために、Ｈは７．０以下とする。
表１に記載する本発明例のＮｏ．１〜２０と比較例のＮｏ．２１〜３７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、これらの溶製した鋼を縦６０ｍｍ、横６０ｍｍの角材に鍛伸し、次いで砂に埋めて徐冷した。
その後８７０℃に加熱後２時間保持し、６００℃まで２０℃／ｈで冷却、その後空冷する焼なまし処理を行った。
さらに、１０３０℃に加熱して油冷する焼入れ処理を行い、その後５００〜６５０℃に加熱し、空冷を２回以上繰り返す焼戻処理を行い、硬さを４８ＨＲＣに調質した。
その後８７０℃に加熱後２時間保持し、６００℃まで２０℃／ｈで冷却、その後空冷する焼なまし処理を行った。
さらに、１０３０℃に加熱して油冷する焼入れ処理を行い、その後５００〜６５０℃に加熱し、空冷を２回以上繰り返す焼戻処理を行い、硬さを４８ＨＲＣに調質した。
軟化抵抗性は、焼入れ焼戻し試料の中周部より縦１５ｍｍ、横１５ｍｍ、長さ１５ｍｍを割出し、この割出した試験片を６００℃で３０時間加熱保持した後、空冷し、硬さを測定した。
軟化抵抗性は初期硬さからの硬度差、すなわち４８ＨＲＣから６００℃で３０時間加熱保持した後のＨＲＣ硬度を引いた値で評価した。熱間工具の金型として広く使用されるＳＫＤ６１の場合は硬度差が１２ＨＲＣであるから、硬度差が１２ＨＲＣ未満の場合は、本発明の熱間工具鋼は、高い軟化抵抗性があると判断して○、１２ＨＲＣ以上の場合は、軟化抵抗性が低いと判断して×と評価し、これらを表２に示した。
軟化抵抗性は初期硬さからの硬度差、すなわち４８ＨＲＣから６００℃で３０時間加熱保持した後のＨＲＣ硬度を引いた値で評価した。熱間工具の金型として広く使用されるＳＫＤ６１の場合は硬度差が１２ＨＲＣであるから、硬度差が１２ＨＲＣ未満の場合は、本発明の熱間工具鋼は、高い軟化抵抗性があると判断して○、１２ＨＲＣ以上の場合は、軟化抵抗性が低いと判断して×と評価し、これらを表２に示した。
窒化特性は、焼入れ焼戻し試料の中周部より縦１５ｍｍ、横１５ｍｍ、長さ１５ｍｍを割出し、この割出した試験片に窒化処理を行い、窒化処理後の表面硬さと表面から３００μｍ内部の硬さの硬度差で評価した。
なお、試験片の窒化処理条件は、窒化方法：ガス窒化、ＮＨ3：Ｈ2：Ｎ2比＝０．１６（１６．２ｋＰａ）：０．７４（７５．０ｋＰａ）：０．１０（１０．１ｋＰａ）、処理温度：５８０℃、処理時間：２時間で行った。
窒化後の表面硬さと３００μｍ内部の硬さとの硬度差が６００ＨＶ未満の場合は、高い窒化特性があると判断して○、６００ＨＶ以上の場合は窒化特性が低いと判断して×と評価し、これらを表２に示した。
なお、試験片の窒化処理条件は、窒化方法：ガス窒化、ＮＨ3：Ｈ2：Ｎ2比＝０．１６（１６．２ｋＰａ）：０．７４（７５．０ｋＰａ）：０．１０（１０．１ｋＰａ）、処理温度：５８０℃、処理時間：２時間で行った。
窒化後の表面硬さと３００μｍ内部の硬さとの硬度差が６００ＨＶ未満の場合は、高い窒化特性があると判断して○、６００ＨＶ以上の場合は窒化特性が低いと判断して×と評価し、これらを表２に示した。
表１の本発明鋼のＮｏ．１〜２０は、いずれも表２の、初期硬さと６００℃で３０時間加熱保持した後、空冷した際の硬さとの差が１２ＨＲＣ未満であり、窒化後の表面硬さと内部硬さとの差が６００ＨＶ以下であるので、軟化抵抗性及び窒化特性に優れた高強度熱間工具鋼となっている。
以上の本発明鋼に対して、比較鋼のＮｏ．２１は、表１のＣが０．２１％で本発明の下限値よりもやや少なく、Ａ／Ｂの値が７．３９で、これは本発明の上限値よりも高く、表２に示すように、初期硬さと６００℃で３０時間加熱保持した後、空冷した際の硬さとの差が１２ＨＲＣ以上であり、軟化抵抗性が×である。
比較鋼のＮｏ．２２は、表１のＣが０．５８％ で本発明の上限値よりもやや多く、Ｈの値が８．２０で、これは本発明の上限値よりも高く、表２に示すように、窒化後の表面硬さと３００μｍ内部の硬さとの硬度差が６００ＨＶ以上であり、窒化特性が×である。
比較鋼のＮｏ．２３は、表１のＳｉが０．０８％で本発明の下限値よりもやや少なく、Ａ／Ｂの値が６．３９で、これは本発明の上限値よりも高く、表２に示すように、初期硬さと６００℃で３０時間加熱保持した後、空冷した際の硬さとの差が１２ＨＲＣ以上であり、軟化抵抗性が×である。
比較鋼のＮｏ．２４は、表１のＳｉが１．２９％で本発明の上限値よりもやや多く、Ａ／Ｂの値が５．０８で、これは本発明の上限値よりも高く、Ｈの値が７．０６で、これは本発明の上限値よりも高く、表２に示すように、初期硬さと６００℃で３０時間加熱保持した後、空冷した際の硬さとの差が１２ＨＲＣ以上であり、軟化抵抗性が×で、窒化後の表面硬さと３００μｍ内部の硬さとの硬度差が６００ＨＶ以上であり、窒化特性が×である。
比較鋼のＮｏ．２５は、表１のＭｎが０．２１％で本発明の下限値よりもやや少なく、Ａ／Ｂの値が６．７４で、これは本発明の上限値よりも高く、表２に示すように、初期硬さと６００℃で３０時間加熱保持した後、空冷した際の硬さとの差が１２ＨＲＣ以上であり、軟化抵抗性が×である。
比較鋼のＮｏ．２６は、表１のＭｎが１．０９％で本発明の上限値よりもやや多く、Ａ／Ｂの値が５．９５で、これは本発明の上限値よりも高く、Ｈの値が７．１３で、これは本発明の上限値よりも高く、表２に示すように、初期硬さと６００℃で３０時間加熱保持した後、空冷した際の硬さとの差が１２ＨＲＣ以上であり、軟化抵抗性が×で、窒化後の表面硬さと３００μｍ内部の硬さとの硬度差が６００ＨＶ以上であり、窒化特性が×である。
比較鋼のＮｏ．２７は、表１のＣｒが３．６９％で本発明の下限値よりもやや少なく、Ａ／Ｂの値が４．８０で、これは本発明の上限値よりも高く、表２に示すように、初期硬さと６００℃で３０時間加熱保持した後、空冷した際の硬さとの差が１２ＨＲＣ以上であり、軟化抵抗性が×である。
比較鋼のＮｏ．２８は、表１のＣｒが５．６０％で本発明の上限値よりもやや多く、Ａ／Ｂの値が７．０５で、これは本発明の上限値よりも高く、表２に示すように、初期硬さと６００℃で３０時間加熱保持した後、空冷した際の硬さとの差が１２ＨＲＣ以上であり、軟化抵抗性が×である。
比較鋼のＮｏ．２９は、表１のＭｏが０．９１％で本発明の下限値よりもやや少なく、Ａ／Ｂの値が８．６４で、これは本発明の上限値よりも高く、表２に示すように、初期硬さと６００℃で３０時間加熱保持した後、空冷した際の硬さとの差が１２ＨＲＣ以上であり、軟化抵抗性が×である。
比較鋼のＮｏ．３０は、表１のＭｏが２．４２％で本発明の上限値よりもやや多く、Ｈの値が７．３０で、これは本発明の上限値よりも高く、表２に示すように、窒化後の表面硬さと３００μｍ内部の硬さとの硬度差が６００ＨＶ以上であり、窒化特性が×である。
比較鋼のＮｏ．３１は、表１のＷが０．７１％で本発明の下限値よりもやや少なく、Ａ／Ｂの値が８．８４で、これは本発明の上限値よりも高く、表２に示すように、初期硬さと６００℃で３０時間加熱保持した後、空冷した際の硬さとの差が１２ＨＲＣ以上であり、軟化抵抗性が×である。
比較鋼のＮｏ．３２は、表１のＷが２．４９％で本発明の上限値よりもやや多く、Ｈの値が７．２２で、これは本発明の上限値よりも高く、表２に示すように、窒化後の表面硬さと３００μｍ内部の硬さとの硬度差が６００ＨＶ以上であり、窒化特性が×である。
比較鋼のＮｏ．３３は、表１のＶが０．０２％で本発明の下限値よりもやや少なく、Ａ／Ｂの値が２３．５２で、これは本発明の上限値よりも高く、Ｈの値が７．０３で、これは本発明の上限値よりも高く、表２に示すように、初期硬さと６００℃で３０時間加熱保持した後、空冷した際の硬さとの差が１２ＨＲＣ以上であり、軟化抵抗性が×で、窒化後の表面硬さと３００μｍ内部の硬さとの硬度差が６００ＨＶ以上であり、窒化特性が×である。
比較鋼のＮｏ．３４は、表１のＶが０．８７％で本発明の上限値よりもやや多く、Ｈの値が７．１６で、これは本発明の上限値よりも高く、表２に示すように、窒化後の表面硬さと３００μｍ内部の硬さとの硬度差が６００ＨＶ以上であり、窒化特性が×である。
比較鋼のＮｏ．３５は、表１のＡ／Ｂの値が７．５１で、これは本発明の上限値よりも高く、表２に示すように、初期硬さと６００℃で３０時間加熱保持した後、空冷した際の硬さとの差が１２ＨＲＣ以上であり、軟化抵抗性が×である。
比較鋼のＮｏ．３６は、表１のＨの値が７．２０で、これは本発明の上限値よりも高く、表２に示すように、窒化後の表面硬さと３００μｍ内部の硬さとの硬度差が６００ＨＶ以上であり、窒化特性が×である。
比較鋼のＮｏ．３７は、表１のＡ／Ｂの値が９．９５で、これは本発明の上限値よりも高く、Ｈの値が７．０２で、これは本発明の上限値よりも高く、表２に示すように、初期硬さと６００℃で３０時間加熱保持した後、空冷した際の硬さとの差が１２ＨＲＣ以上であり、軟化抵抗性が×で、窒化後の表面硬さと３００μｍ内部の硬さとの硬度差が６００ＨＶ以上であり、窒化特性が×である。
Claims (1)
- 化学成分が質量％で、
Ｃ：０．３０〜０．５０％、
Ｓｉ：０．２０〜１．２０％、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
Ｃｒ：３．８０〜５．５０％、
Ｍｏ：１．００〜２．３０％、
Ｗ：０．８０〜２．４０％、
Ｖ：０．１０〜０．８０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
かつ式（１）のＡの値と式（２）のＢの値がＡ／Ｂ≦４．３であって、さらに式（３）のＨの値がＨ≦７．０であることを特徴とする高強度熱間工具鋼。
ただし、Ａ＝−２．５＋１９．３×Ｃ−０．５２×Ｓｉ＋３．２×Ｍｎ＋０．６１×Ｃｒ−０．７２×Ｍｏ−３．５×Ｖ−０．１５×Ｗ・・・（式１）
Ｂ＝０．４１−２．２×Ｃ＋０．３１×Ｓｉ−１．３７×Ｍｎ−０．３９×Ｃｒ＋１．３３×Ｍｏ＋２．３×Ｖ＋０．７８×Ｗ・・・（式２）
Ｈ＝０．０１＋４．９８×Ｃ＋０．３１×Ｍｎ＋０．３３×Ｃｒ＋１．３２×Ｍｏ−１．７５×Ｖ＋０．６６×Ｗ・・・（式３）
なお、各式の元素記号には各元素の化学成分の量（質量％）を代入する。
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Cited By (1)
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|---|---|---|---|---|
| CN116516130A (zh) * | 2023-07-05 | 2023-08-01 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢及其制备方法 |
-
2019
- 2019-12-17 JP JP2019227375A patent/JP2021095606A/ja active Pending
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| CN116516130A (zh) * | 2023-07-05 | 2023-08-01 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢及其制备方法 |
| CN116516130B (zh) * | 2023-07-05 | 2023-10-13 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 一种高硬度高冲击韧性Cr-Mo-V系热作模具钢及其制备方法 |
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