JP2960496B2 - 冷間工具鋼 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、主として冷間で使用される鍛造用金型材料
に適する冷間工具鋼に関するものである。

〔従来の技術〕

従来、冷間鍛造用金型材には、JIS SKD11のような高
Ｃ−高Cr鋼が主に用いられてきたが、より耐衝撃性が要
求される用途に対しては高速度工具鋼系の金型材料を使
用することにより、金型寿命の改善ならびに冷間鍛造の
適用拡大が進んできた。高速度工具鋼系の金型材料とし
ては、一般にJIS SKH51が用いられているが、さらに厳
しい用途に対しては特公昭42−20619号、特公昭50−108
08号、特公昭55−49148号、特公昭57−24063号、特公昭
62−8503号、特開平１−159349号に開示されるような低
合金高速度工具鋼が開発、使用されてきた。

〔発明が解決しようとする課題〕

しかしながら、近年被加工材の難加工化や鍛造形状の
複雑化、精密化が進んだ結果、従来の高速度工具鋼系の
材料では十分な金型寿命が得られない場合が多くなって
きた。その主な原因は金型材料の靭性、特に材料鍛伸方
向に平衡な方向（Ｌ方向）の靭性に比べ直角な方向（Ｔ
方向）の靭性不足による割れ、欠け等であり、これを改
善するためにさらに靭性の高い材料が望まれている。一
方、耐摩耗性、疲労強度を向上させるためには、硬さの
高い材料が必要とされる。

本発明の目的は、HRC61〜64の高硬度を有し、かつ従
来鋼よりもＬ方向およびＴ方向に関し高靭性を有する冷
間鍛造金型用に最適な冷間工具鋼を提供することであ
る。

〔課題を解決するための手段〕

本発明者らは高硬度、高靭性の材料を得るために、次
のような検討を行なった。

まず、靭性向上のためには、巨大一次炭化物の低減、
炭化物の縞状組織の低減、組織微細化等について検討し
た。さらに高靭性でかつ高硬度を得るために各元素の単
独と添加量のみならず各元素間の相互作用についても詳
細に検討した結果、添加元素量を所定の狭い範囲に限定
することにより、従来鋼では得られなかった高硬度域
（HRC61〜64）で高い靭性を有する鋼を得ることが可能
であるとの知見を得、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明のうちの第１発明は、重量％でC 0.
5％以上0.7％未満、Si 0.5〜1.5％、Mn 1.5％以下、Cr
3.5〜6.5％、ＷおよびMoの１種または２種を1/2W＋Moで
2.0〜3.5％、V 0.8〜1.5％、Nb 0.05〜0.20％、残部Fe
および不可避的不純物からなる組成を有し、不可避的不
純物のうち、Ｎが300ppm以下、Ｐが0.02％以下であるこ
とを特徴とする冷間工具鋼であり、第２発明は、重量％
でC 0.5％以上0.7％未満、Si 0.6％を越え1.0％以下、M
n 1.5％以下、Cr 3.5〜6.5％、ＷおよびMoの１種または
２種を1/2W＋Moで2.0〜3.5％、V 1.0％を越え1.5％以
下、Nb 0.05％以上0.15％未満、残部Feおよび不可避的
不純物からなる組成を有し、不可避的不純物のうち、Ｎ
が300ppm以下、Ｐが0.02％以下であることを特徴とする
冷間工具鋼であり、第３発明は、Nbが0.05％以上0.1％
未満である第２発明に記載の冷間工具鋼であり、第４発
明は、1.5％以下のNiを含む第１ないし第３発明のいず
れかに記載の冷間工具鋼であり、第５発明は５％以下の
Coを含む第１ないし第４発明のいずれかに記載の冷間工
具鋼であり、第６発明は、不可避的不純物のうちＳが0.
005％以下、Ｏが30ppm以下である第１ないし第５発明の
いずれかに記載の冷間工具鋼である。

〔作用〕

本発明の成分限定理由について述べる。

Ｃは、Cr、Ｗ、Mo、Ｖ、Nbなどの炭化物形成元素と結
合して硬い一次炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させ
る。また、高温焼もどしにおいて、Mo、Ｗ、Ｖ、Nb等の
２次硬化元素と結びつき、２次炭化物として析出するこ
とにより、高さを増加させる。さらに一部は基地中に固
溶し基地を強化する。HRC61以上の硬さを得るためには
0.5％以上必要であるが、過度に添加すると、炭化物量
が多くなり靭性を低下させる。本発明鋼においては靭性
重視の観点から上限を0.7％未満とした。したがってＣ
量は0.5％以上で0.7％未満の範囲に限定した。

Siは基地中に固溶することにより、基地の硬さを高め
る効果を有するが、過度に添加すると靭性を低下させ
る。HRC60以下の硬度で使用される温熱間型用鋼におい
ては、特開平２−8347号に記載の鋼のように靭性を重視
してSi量が0.6％以下に限定されている。また、一方特
公昭55−49148号、特公昭57−24063号に開示されている
鋼は、Siによる硬さ向上を狙ってSiは概ね1.0％を越
え、1.4〜1.5％を中心にして添加されている。

本発明の目的とする高硬度高靭性の鋼を得るために
は、他の元素量との関連によりSi量を最適化する必要が
ある。すなわち、後述するように硬さの向上はW,Mo等を
増やすことによる二次効果によっても図れるが、靭性確
保のためにはW,Moの添加は最小限に抑えることが望まし
いので、Siを所定量添加し、基地自体の高さを向上させ
ることが有効である。

本発明成分範囲においてはHRC61以上の硬さを得るた
めにはSiは0.5％以上必要であるが、1.5％を越えると靭
性が大巾に低下するのでSi量は0.5〜1.5％に限定した。

さらに、詳細な検討の結果によれば、Si量の硬さへの
寄与は1.0％を越えると飽和する傾向にあるので、靭性
を特に考慮する場合にはSi量は0.6％を越え1.0％以下と
するのが望ましい。

Mnは通常脱酸剤として添加されるが、焼入性改善にも
有効な元素である。しかし、過度に添加すると熱間にお
ける加工性を害するため、1.5％以下に限定した。

Crは、焼入性を向上させると共に、Ｃと結合して炭化
物を形成し、耐摩耗性を向上させる。この効果を得るた
めには3.5％以上必要であるが、6.5％を越えると巨大炭
化物や、炭化物の縞状偏析を生成し、靭性を低下させ
る。したがってCr量は3.5〜6.5％に限定した。

W,Moは単独または複合で添加することができ、Ｃと結
びついて１次炭化物を形成して耐摩耗性を向上させ、ま
た焼もどし時微細な２次炭化物を析出して強い２次効果
を示す元素である。Ｗの原子量は、Moの約２倍であるこ
とから、W,Moの１種または２種以上をMo当量（1/2W＋M
o）として規定した。Mo当量が2.0％未満では十分な硬さ
が得られず、一方3.5％を越えると炭化物量が過度とな
り、また縞状に分布するため靭性が低下する。したがっ
て、1/2W＋Moは2.0〜3.5％の範囲に限定した。

ＶはＣと結びついて凝固時に１次炭化物を形成し耐摩
耗性を向上させるとともに結晶粒を微細化することによ
り靭性を向上させる。また、２次効果元素であるため、
高温焼もどしによる硬さ増加に有効である。Ｖ量は0.8
％未満であると上記効果が得られず、また1.5％を越え
ると炭化物量が過度となり、また縞状に分布するため靭
性が低下する。したがって、Ｖ量は0.8〜1.5％の範囲に
限定した。

また後述するように、Nb添加による過度のNbC形成を
防ぐためには、Ｖ量は1.0％を越え1.5％以下が望まし
い。

Nbは本発明における重要な添加元素であり、靭性向上
に大きく寄与する元素である。すなわち、Nbは凝固時に
おける炭化物の晶出形態に影響をおよぼし、微細でかつ
固溶しにくい一次炭化物を形成する。

本発明の目的とする高硬度を得るためには焼入加熱温
度を高くする必要があるが、その際、上記炭化物が結晶
粒の粗大化を防止するので、高靭性を得ることができる
のである。

しかしながら、Nb単独の一次炭化物（NbC）が多くな
りすぎるとこの炭化物は縞状に分布するために靭性は急
激に低下する。一次炭化物の晶出形態はNb量のみなら
ず、Ｃおよび他の炭化物形成元素の量によって影響され
るため、Nbの最適添加量は他の元素量と関連させて決定
する必要がある。

すなわち、Ｃが高目で、かつ炭化物形成元素であるW,
MoおよびＶが相対的に低い場合、ＣとNbが結びついてNb
単独の一次炭化物が縞状にできやすく、靭性を低下させ
る要因となる。例えば、前述の特公昭57−24063号に記
載の鋼においては、Ｖ量が低目でかつNb量が高目である
ため、また特開平１−159349号に記載の鋼は、C,Nb量が
高目であるため、どちらもNbCが多くなり縞状に分布し
て靭性を低下させると考えられる。

本発明の成分範囲においては、Nb添加の上記効果を得
るためには、Nb量は最低0.05％必要であるが、0.20％を
越えるとかえって靭性が低下する。したがってNb量は0.
05〜0.20％に限定した。

また炭化物形態を最適化し靭性向上効果を得るために
は、Nb量は0.05％以上015％未満の範囲が望ましく、さ
らに望ましくは0.05％以上の0.10％未満である。

Ｎは特公昭54−24063号に記載の鋼においては、Ｃの
添加量を少なくすると共に、オーステナイト結晶粒の粗
大化防止をねらって添加されている。しかしながら、本
発明者の検討によるとＮ量が増えることにより、凝固時
に晶出するMC型炭化物の晶出温度が高くなるため、MC型
炭化物が粗大化し、これは特にＴ方向の靭性を低下させ
る傾向がある。したがって、Ｔ方向の靭性向上を目的と
する本発明においては、Ｎを300ppm以下の低いレベルに
規制する必要がある。

Niは基地に固溶し靭性改善の効果を有すると共に、焼
入性を付与する元素である。しかしながら、過度に添加
すると焼なまし硬さが過度に高くなり、加工性を低下さ
せるので添加するとしても1.5％以下とする。

Coは基地に固溶し耐熱性の向上、耐焼付性の向上に有
効な元素である。しかしながら、過度に添加すると靭性
を低下させるので添加する場合には５％以下に限定し
た。

P,S,Oは、通常不純物元素として微量含有される。Ｐ
は結晶粒界に偏析（ミクロ偏析）し、粒界強度を低下さ
せるだけでなく、凝固時の基地偏析（マクロ偏析）を助
長し、材質の方向性の原因となる。

ＳやＯは主に非金属介在物として鋼中に存在し、疲労
強度等に悪影響を及ぼす。したがって、これらの不純物
元素量を低減することにより、靭性改善がなされる。高
硬度で使用される本発明鋼の場合、P 0.02％以下、S 0.
005％以下、O 30ppm以下を満足する場合に改善効果が得
られたので、この地以下にP,SおよびＯを低減すること
が望ましい。

〔実施例〕

以下、本発明を実施例に基づき説明する。

供試鋼として第１表に示す成分組成の本発明鋼（No.
1、３〜７）、比較鋼（No.2、８〜11）、および従来鋼
（No.12〜19）を溶製し、鍛伸後所定の焼入、焼もどし
処理（全試料とも1160℃焼入れ、560℃×1hr焼もどしを
２回）を行なって試験に供した。但しNo.7,No.11試料に
ついては第１図に示すように焼入温度を変化させてその
影響を調べた。シャルピー衝撃試験用試料は、鍛伸方向
に平衡な方向（Ｌ方向）および直角な方向（Ｔ方向）か
ら採取し、10mmR試験片を作製した。

第１図は、他の合金成分がほとんど同一でNb量のみ異
なるNo.7とNo.11試料について、焼入温度を変えて、結
晶粒度と硬さを調べ、Nb添加の効果を見たものである。
両試料とも、焼入温度を高くするほど硬さは高くなる。
しかしNb無添加のNo.11試料は、焼入温度の上昇につれ
結晶粒が粗大化し靭性低下を招くため、焼入温度は実質
1140℃以下となり、従って硬さは最大HRC61で使用せざ
るを得ない。一方Nbを添加したNo.7試料は焼入温度を上
げても結晶粒がほとんど粗大化しないので、高硬度の状
態で使用できる。

第２表に、本発明鋼、比較鋼、従来鋼に標準熱処理を
施した時の硬さおよびシャルピー衝撃値を示す。本発明
鋼はいずれもHRC61〜64の高い硬さを有しなおかつ比較
鋼、従来鋼に比べシャルピー衝撃値が高いレベルにあ
る。特にＴ方向のシャルピー衝撃値のレベルが高いのが
特徴である。これは、本発明鋼の成分バランス、特に
Ｃ、Ｗ、Mo、Ｖ量の適性化により炭化物量の適正化およ
び縞状偏析の低減、Si量の適正化による硬さと靭性のバ
ランスの最適化、Nb添加による結晶粒微細化ならびに不
純物量低下による靭性向上の効果によるものである。

本発明鋼（No.1、３〜７）の間で詳細に比較すると、
No.1はNo.3〜６と比較してSi量が高目のため、シャルピ
ー衝撃値はやや低い。したがって、Siの上限値は1.0％
とするのが望ましい。またNo.6は他の試料と比較して、
Ｖ量が低目のため前述したようにNbCがやや過多となり
シャルピー衝撃値はやや低く、Ｖの下限は1.0％を越え
るのがよい。

一方、比較鋼8,9は、Ｎ以外は本発明鋼と同一成分で
あるか、Ｎ量が多いこと、さらには不純物元素が高いレ
ベルにあるため、特にＴ方向のシャルピー衝撃値が低下
している。

比較鋼10は、Si量を低目とし、代わりにMo量を高目と
して本発明鋼と同等の硬さを得ることを狙ったものであ
るが、シャルピー衝撃値は低下しており、前述のように
Mo増加による靭性低下が大きいことを示している。比較
例11はNb無添加材であり、結晶粒粗大化のためシャルピ
ー衝撃値は低い。

従来鋼12（SKH51）および13,14はHRC62以上の硬さを
有するが、Ｌ方向、Ｔ方向の靭性共に低い。これは、Ｃ
量および1/2W＋Mo量が高すぎるため過度の炭化物を形成
し、また縞状偏析を生じて靭性低下をまねいたものであ
る。従来鋼15は本発明鋼に近い組成を有するが、硬さは
やや低く、また靭性のレベルが本発明鋼より低い。これ
は第１にSiが高めであるためである。前述のようにSiは
硬さ確保のため必要であるが、過度になると靭性面に悪
影響を及ぼす。第２にＶが高すぎる一方、Nbを含まない
ためである。

従来鋼16も本発明鋼に近い組成を有するが、Ｃ量がや
や低目であるため硬さがやや低く、またＶ量が低目でNb
量が高目であるため、NbCが過度となり合わせてＮを必
須元素として含有しているため、特にＴ方向の靭性値が
低い。

従来鋼17,18は本発明鋼より主としてＣ量が高いた
め、靭性は低いレベルにある。

従来鋼19は、温熱間型用であり、本発明鋼とは用途が
やや異なっているが比較のため記載した。この鋼はSi量
を低くしており、靭性レベルは高いが硬さが本発明鋼よ
り大巾に低い。

第３表は焼付性を比較したものである。焼付性は、円
柱状の試料を高速で回転させながらその端面を相手材
（SCM415）に押しつけ、焼付が起こらない最大荷重（焼
付臨界荷重）を求め、SKH51の焼付臨界荷重を100として
指数で示した。本発明鋼はSKH51と同等以上の耐焼付性
を示し、特にCoを添加した試料（No.4,6）の耐焼付性が
大きいことがわかる。

〔発明の効果〕 以上述べたように、本発明鋼は従来の冷間工具鋼より
も高硬度で、かつ特にＴ方向の靭性の著しい改善を中心
とする高靭性を兼備しているので、難加工材の冷間鍛造
あるいは複雑形状、精密形状の冷間鍛造における金型、
あるいは他の冷間工具に用いて長寿命を得ることができ
る。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Nbを添加した本発明鋼とNb無添加の比較鋼に
ついて、焼入温度を変化させた時の、結晶粒度と硬さの
関係を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭58−117863（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−213349（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60

Claims (6)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％でC 0.5％以上0.7％未満、Si 0.5〜
   1.5％、Mn 1.5％以下、Cr 3.5〜6.5％、ＷおよびMoの１
   種または２種を1/2W＋Moで2.0〜3.5％、V 0.8〜1.5％、
   Nb 0.05〜0.20％、残部Feおよび不可避的不純物からな
   る組成を有し、不可避的不純物のうち、Ｎが300ppm以
   下、Ｐが0.02％以下であることを特徴とする冷間工具
   鋼。
2. 【請求項２】重量％でC 0.5％以上0.7％未満、Si 0.6％
   を越え1.0％以下、Mn 1.5％以下、Cr 3.5〜6.5％、Ｗお
   よびMoの１種または２種を1/2W＋Moで2.0〜3.5％、V 1.
   0％を越え1.5％以下、Nb 0.05％以上0.15％未満、残部F
   eおよび不可避的不純物からなる組成を有し、不可避的
   不純物のうち、Ｎが300ppm以下、Ｐが0.02％以下である
   ことを特徴とする冷間工具鋼。
3. 【請求項３】Nbが0.05％以上0.1％未満である請求項２
   に記載の冷間工具鋼。
4. 【請求項４】1.5％以下のNiを含む請求項１ないし３の
   いずれかに記載の冷間工具鋼。
5. 【請求項５】５％以下のCoを含む請求項１ないし４のい
   ずれかに記載の冷間工具鋼。
6. 【請求項６】不可避的不純物のうちＳが0.005％以下、
   Ｏが30ppm以下である請求項１ないし５のいずれかに記
   載の冷間工具鋼。