(57)【要約】  本発明は高合金冷間ダイス鋼を開示しており、その化学成分を重量パーセント（ｗｔ％）で計算すると、Ｃ１.０〜２.５、Ｓｉ≦１.３、Ｍｎ≦１.５、Ｃｒ６.０〜１５.０、Ｖ≦２.５、Ｂ０.０１〜０.４で、残りはＦｅと避けることのできない不純物である、ことを特徴とする。本発明に係るダイス鋼の硬度・靭性はＣｒ１２ＭｏＶ又はＣｒ１２Ｍｏ１Ｖ１の硬度・靭性に達している乃至それを上回っており、且つ材料にはＭｏが含んでおらず、コストもＣｒ１２ＭｏＶ又はＣｒ１２Ｍｏ１Ｖ１より低いと同時に、使用寿命がより長く、特に高精度、長寿命の冷間金型に適している。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
高合金冷間ダイス鋼であって、その化学成分を重量パーセント（ｗｔ％）で計算すると、Ｃ１.０〜２.５、Ｓｉ≦１.３、Ｍｎ≦１.５、Ｃｒ６.０〜１５.０、Ｖ≦２.５、Ｂ０.０１〜０.４で、残りはＦｅ及び避けることのできない不純物である、ことを特徴とする。
【請求項２】
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖの重量パーセント（ｗｔ％）含有量は、Ｓｉ０.０１〜１.３、Ｍｎ０.０１〜１.５、Ｖ０.０５〜２.５である、ことを特徴とする請求項１に記載の高合金冷間ダイス鋼。
【請求項３】
化学成分を重量パーセント（ｗｔ％）で計算すると、Ｃ１.２〜２.３、Ｓｉ０.１〜１.０、Ｍｎ０.１〜１.２、Ｃｒ７.０〜１３.８９、Ｖ０.０５〜２.０５、Ｂ０.０２〜０.３０で、残りはＦｅ及び避けることのできない不純物である、ことを特徴とする請求項２に記載の高合金冷間ダイス鋼。
【請求項４】
化学成分を重量パーセント（ｗｔ％）で計算すると、Ｃ１.２５〜１.７４、Ｓｉ０.２５〜０.６、Ｍｎ０.１９〜０.３３、Ｃｒ１１.０〜１３.０、Ｖ０.４２〜１.０３、Ｂ０.０８〜０.１５で、残りはＦｅ及び避けることのできない不純物である、ことを特徴とする請求項３に記載の高合金冷間ダイス鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明のダイス鋼は高炭素高クロム系冷間ダイス鋼に関わり、高合金冷間ダイス鋼の範疇に属する。
【背景技術】
【０００２】
高合金冷間ダイス鋼は高精度、長寿命の冷間金型用の優先材料であり、主な鋼種はＣｒ１２、Ｃｒ１２ＭｏＶとＣｒ１２Ｍｏ１Ｖ１である。Ｃｒ１２は最初の高炭素高クロム系冷間ダイス鋼で、炭素とクロムの含有量が非常に高く、それぞれＣ２．０〜２．３ｗｔ％とＣｒ１１．０〜１３．０ｗｔ％に達している。金属組織から判断すれば、レデブライト鋼に属し、焼入れ性、硬化性、耐摩耗性において顕著な利点を有している。しかし、レデブライト鋼であるが故に、組織の中には大量の一次炭化物が存在し、据込みと延伸変形（加工）を繰り返して行っても、炭化物のフラグメントサイズは依然として比較的に大きく、均一に分布されにくく、且つ熱処理方法により効果的に改善できず、組織不良が主な欠陥で、力学的性能上で硬度が高いが、靭性が不足していることに表れており、靭性に対し要求が高くない冷間金型だけ製造可能である。Ｃｒ１２ＭｏＶはＣｒ１２から発展してきたもので、依然としてレデブライト鋼に属するが、成分設計には重大な改善があって、Ｃの含有量を低下させると同時に、合金元素０．５ｗｔ％のＭｏと０．３ｗｔ％のＶを増加させ、焼入れ性がさらに向上され、熱処理による変形もより小さく、金属組織の中の一次炭化物の数も明らかに減少し、熱加工の変形能力が向上され、一次炭化物の分布の均一性が大いに改善され、形態も大塊状から円塊状に転換され、Ｃｒ１２に比べ、組織の不良欠陥を基本的に解消し、力学的性能上で高硬度を維持すると同時に、靭性も大いに向上されていることに表れ、形状が複雑で精度に対する要求が高い冷間金型を製造することができる。Ｃｒ１２ＭｏＶに比べてＣｒ１２Ｍｏ１Ｖ１の炭素含有量はまた微幅に低下しているが、Ｍｏ、Ｖの含有量は何れも１．０ｗｔ％にまで向上し、変形加工及び熱処理後の一次炭化物は基本的にスフェロイドされ、炭化物の数、分布と形態が材料の靭性に与える影響も最小にまで低下し、Ｃｒ１２ＭｏＶに比べて焼入れ性、硬化性が更に向上され、これは今現在の高炭素高クロム系冷間ダイス鋼において性能が最も良いダイス鋼である。
【０００３】
上述したＣｒ１２、Ｃｒ１２ＭｏＶとＣｒ１２Ｍｏ１Ｖ１の化学成分及び性能は表１を参照されたい。
【０００４】
【表１】
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【発明の概要】
【０００５】
本発明の目的は、硬度・靭性がＣｒ１２ＭｏＶ又はＣｒ１２Ｍｏ１Ｖ１の硬度・靭性に達する乃至それを上回り、且つ材料にはＭｏが含んでおらず、コストもＣｒ１２ＭｏＶ又はＣｒ１２Ｍｏ１Ｖ１より低い高合金冷間ダイス鋼を提供することにある。
【０００６】
上記目的を達成するため、本発明が採用した技術方案は下記のとおりである。当該高合金冷間ダイス鋼は、化学成分を重量パーセント（ｗｔ％）で計算すると、Ｃ１．０〜２．５、Ｓｉ≦１．３、Ｍｎ≦１．５、Ｃｒ６．０〜１５．０、Ｖ≦２．５、Ｂ０．０１〜０．４で、残りはＦｅと避けることのできない不純物である、ことを特徴としている。そのうち、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖの重量パーセント（ｗｔ％）含有量は、好ましくはＳｉ０．０１〜１．３、Ｍｎ０．０１〜１．５、Ｖ０．０５〜２．５である。
【０００７】
本発明に係る高合金冷間ダイス鋼の好ましい組成は、化学成分を重量パーセント（ｗｔ％）で計算して、Ｃ１.２〜２.３、Ｓｉ０.１〜１.０、Ｍｎ０.１〜１.２、Ｃｒ７.０〜１３.８９、Ｖ０.０５〜２.５、Ｂ０.０２〜０.３０で、残りはＦｅ及び避けることのできない不純物である。より好ましい組成は化学成分を重量パーセント（ｗｔ％）で計算して、Ｃ１.２５〜１.７４、Ｓｉ０.２５〜０.６、Ｍｎ０.１９〜０.３３、Ｃｒ１１.０〜１３.０、Ｖ０.４０〜１.０３、Ｂ０.０８〜０.１５で、残りはＦｅと避けることのできない不純物である。
【０００８】
Ｂの作用は下記のとおりである。通常、炭素鋼におけるＢの溶解度は非常に低く、例えば、オーステナイトにおける溶解度は０.０２ｗｔ％を下回り、フェライトにおける溶解度は０.００２ｗｔ％を下回っていると認識されるが、本発明の研究により、もし炭素鋼に合金元素、特にＣｒを添加し、且つ含有量が６.０ｗｔ％以上に達する時、高温オーステナイトにおけるＢの溶解度を顕著に向上できることを明らかにした。本発明はこの特性を充分に利用し、高クロム鋼に最高の含有量が０.４ｗｔ％に達するまで通常の含有量を上回るＢを添加することで、オーステナイトにおけるＢの最大固溶度を獲得するようにした。
【０００９】
本発明のダイス鋼におけるＢは二つの形式で存在しているが、一部は固溶形態でオーステナイトまたはマトリックスに存在しており、もう一部は化合物の形態で一次化合物（共晶化合物）または二次化合物（析出化合物）に存在している。
オーステナイトに固溶されているＢは下記の作用がある。
（１）マトリックスの焼入れ性を向上させる；
（２）マルテンサイトサーブ構造を精緻化し、材料の靭性を向上させる；
（３）焼きなまし過程で、固溶されているＢは優先的に二次化合物を導き、二次析出物の数を増加させ、Ｍｅ（Ｃ、Ｂ）の形態を改善し、材料の均一性を向上させる；
（４）Ｂはオーステナイトに固溶されることで、マトリックスの高温屈服強度を低下させ、材料の熱変形能力を向上し、圧延又は鍛造の亀裂を減少させ、回収率を向上させた。
【００１０】
Ｂの一次化合物は材料の硬度を向上し、耐摩耗性を高めるが、材料の靭性に不利であると同時に、材料の熱変形にも不利である。
【００１１】
上述した二方面の作用を総合して、本発明におけるＢの含有量は適切な範囲が存在する。
【００１２】
本発明に係る高合金冷間ダイス鋼の金属組織は、一次化合物
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、二次化合物
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及びマルテンサイトマトリックスからなり、そのうち、一次化合物
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は円塊状で、サイズが比較的に大きいが、二次化合物は小球状又は点状を呈しており（図１を参照されたい）、Ｃｒ１２ＭｏＶの金属組織に比べ、顕著な特徴は二次化合物
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の数が明らかに多いと同時に、より小さく、分布もより均一である。
【００１３】
エネルギースペクトルの定性分析により、本発明に係る高合金冷間ダイス鋼の金属組織における一次と二次化合物は硼素炭素化合物であることが明らかになった（図２を参照されたい）。
【００１４】
Ｂが二次化合物の析出を優先的に導き、且つ二次化合物の数が多く、細かくて丸いため、組織の均一性を大いに改善すると同時に、Ｂの固溶はまたマトリックスの焼入れ性を向上し、マルテンサイトサーブ構造を精緻化していることから、本発明に係る高合金冷間ダイス鋼は通常の油焼入れと低温焼き戻しを経た後、硬度が６１.５ＨＲＣに達する時、衝撃靭性Ａkは３３Ｊに達し、Ｃｒ１２ＭｏＶを上回り、Ｃｒ１２Ｍｏ１Ｖ１の性能のレベルに達し、真空焼入れと低温焼き戻しの熱処理工程を採用すると、硬度が６０ＨＲＣに達する時、衝撃靭性は６０Ｊに達することができる（表２と表３を参照されたい）。
【００１５】
本発明に係る高合金冷間ダイス鋼の製錬方法は下記の幾つかの種類に分けることができる：
（１）アーク炉溶解→鍛造→焼きなまし
（２）アーク炉溶解→エレクトロスラグ再溶解→鍛造→焼きなまし
（３）アーク炉溶解→ＬＦ炉精錬→エレクトロスラグ再溶解→鍛造→焼きなまし
（４）アーク炉溶解→ＬＦ炉精錬→真空脱ガス→エレクトロスラグ再溶解→鍛造→焼きなまし
上述した（１）から（４）の順番で、ダイス鋼の冶金品質と性能は向上する。
【００１６】
本発明におけるＢ元素及びその含有量をＣｒ１２ＭｏＶ、Ｃｒ１２Ｍｏ１Ｖ１に応用することで、同様な作用を発揮することができ、焼入れ性と硬度・靭性をさらに向上させることができる。
【００１７】
既存の技術に比べ、本発明は下記の顕著な効果がある。本発明に係るダイス鋼の硬度と靭性はＣｒ１２ＭｏＶ、Ｃｒ１２Ｍｏ１Ｖ１の硬度・靭性に達している乃至それを上回っており、且つ材料には価格が高い金属Ｍｏを含まず、コストがＣｒ１２ＭｏＶ、Ｃｒ１２Ｍｏ１Ｖ１より低いと同時に、使用寿命もより長い。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】本発明に係る高合金冷間ダイス鋼の金属組織である。
【図２】本発明に係る高合金冷間ダイス鋼の金属組織のエネルギースペクトル分析図である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
以下、実施例に基づいて、本発明に対し更に詳しく説明する。
【００２０】
本発明における２６個の実施例に係るダイス鋼の化学成分は表２を参照されたい（残りはＦｅと避けることのできない不純物で、表の中には表示していない）。ダイス鋼の製造プロセスは、アーク炉溶解→エレクトロスラグ再溶解→鍛造→焼きなましで、１０２０℃の油焼入れと１８０℃の焼き戻しを経る。上述した２６個の実施例に係るダイス鋼が焼入れと焼き戻しを経た後の硬度と衝撃靭性は表２を参照されたい。
【００２１】
【表２】
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【００２２】
表２の中の一部のダイス鋼が１０２０℃の真空油焼入れと１８０℃の焼き戻しを経た後の硬度と衝撃靭性は表３を参照されたい。
【００２３】
【表３】
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【００２４】
上述したことから、真空焼入れを採用すれば本発明に係るダイス鋼の衝撃靭性を効果的に向上させることができることは明らかである。
【００２５】
本発明の高合金冷間ダイス鋼を利用して製造した凸凹抜き型、打ち抜き厚さが４ｍｍのＡ３鋼板の使用寿命は、Ｃｒ１２ＭｏＶとＣｒ１２Ｍｏ１Ｖ１を利用して製造した同様な金型より長い。使用寿命の比較は表４を参照されたい。
【００２６】
【表４】
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【図１】
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【図２】
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【国際調査報告】
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