(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．３０〜０．５０％、
Ｃｒ：４．０〜５．５％、
Ｍｏ：０．５〜２．０％、
Ｖ：０．５〜１．５％、
残部がＦｅと不可避的不純物から成る鋼を鋳造後、温度１１５０〜１３００℃、１０〜１００時間でのソーキングを行い、引続き圧鍛加熱温度９５０〜１２５０℃にて圧延鍛造し、その圧鍛終止温度を９００〜１１５０℃とした後、該圧鍛後の冷却速度０．０５℃／ｓｅｃ以上にて焼鈍してなることを特徴とする高靱性熱間工具鋼。
【請求項２】
質量％で、
Ｓｉ：０．３〜１．２％、
Ｍｎ：０．３０〜０．６０％、
Ｎｉ：０．０４〜０．１５％、
Ｃｕ：≦０．２０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０２０％
の内の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高靱性熱間工具鋼。
【請求項３】
質量％で、
Ｃ：０．３０〜０．５０％、
Ｃｒ：４．０〜５．５％、
Ｍｏ：０．５〜２．０％、
Ｖ：０．５〜１．５％、                                                  残部がＦｅと不可避的不純物から成る鋼を鋳造後、温度１１５０〜１３００℃、１０〜１００時間でのソーキングを行い、引続き圧鍛加熱温度９５０〜１２５０℃にて圧延鍛造し、その圧鍛終止温度を９００〜１１５０℃とした後、該圧鍛後の冷却速度０．０５℃／ｓｅｃ以上にて焼鈍してなることを特徴とする高靱性熱間工具鋼の製造方法。
【請求項４】
質量％で、
Ｓｉ：０．３〜１．２％、
Ｍｎ：０．３０〜０．６０％、
Ｎｉ：０．０４〜０．１５％、
Ｃｕ：≦０．２０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０２０％
の内の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項３に記載の高靱性熱間工具鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、靱性に優れた熱間工具鋼およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、熱間鍛造、アルミ押出し、ダイキャストでは、サイクルタイムの向上に伴い、金型の使用環境も苛酷になっており、金型寿命の向上が重要な課題になっている。金型寿命向上のため、様々な取り組みがなされてるが、なかでも熱間工具鋼の靱性改善は本質的に重要な課題である。そのための手段として、熱間工具鋼の靱性には、均質性、結晶粒度、清浄度、炭化物分布、マトリックス組織など様々な要因に影響されることが知られており、再溶解、ソーキング（均質化熱処理）、鍛錬比増、Ｐ／Ｓなどの不純物低減など様々な対策が行われている。
【０００３】
このように、成分変更、ソーキング（均質化熱処理）、再溶解法など様々な方法により靱性改善が図られているが、一方でコスト高、過剰品質になるなど市場のニーズに応えられていないのが実状である。また、金型寿命向上が必要な用途には、これまで成分を改良した開発鋼が使用されてきたが、金型加工時の切削性が劣るし、コスト高になるなど様々な欠点がある。そこで、特性バランスに優れ、汎用性の高いＳＫＤ６１クラスの靱性向上が望まれてきた。
【０００４】
例えば特開２００４−２６９９８１号公報（特許文献１）「棒鋼の製造方法」に開示されているように、鍛造品と同等の靱性を有する棒鋼を分塊圧延で製造する方法であり、製造寸法に応じたソーキング（均質化熱処理）条件を規定している。すなわち、熱間ダイス鋼からなる鋼塊に対し、鋼種の状態図における固相線温度未満でかつ固相線温度より１００℃低い温度より高い温度の温度域で、（１）目的とする棒鋼の直径が１７０〜２００ｍｍである場合には２５時間以上、（２）目的とする棒鋼の直径が２００〜２５０ｍｍである場合には５０時間以上の均熱処理を施し、分塊圧延して目的とする直径に整形する棒鋼の製造方法が提案されている。
【０００５】
また、特開２００５−３１４７８８号公報（特許文献２）「靱性に優れた熱間工具鋼およびその製造方法」に開示されているように、質量％で、Ｃ：０．２〜０．７％、Ｃｒ：０．５〜７．０％を含有する熱間工具鋼において、Ａｌ：０．０４％以下に規制され、かつ基地組成のＣｒの偏析度合いが±０．２質量％以内である靱性に優れた熱間工具鋼。
すなわち、合金元素の偏析度合い、窒化アルミニウムを規制しているものが提案されている。
【特許文献１】特開２００４−２６９９８１号公報
【特許文献２】特開２００５−３１４７８８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、上述した特許文献１では、本発明で課題とした炭化物の分布に関しては全く考慮されていない。また、特許文献２では、合金元素の偏析度合い、窒化アルミニウムを規制しているものの、特許文献１と同様に、本発明で課題とした炭化物の分布に関しては全く考慮されていない。本発明は、コスト大の要因となる再溶解や長時間のソーキング（均質化熱処理）を行うことなく、炭化物分布およびミクロ偏析を最適化することにより、ＪＩＳ−ＳＫＤ６１クラスの靱性向上を図ることにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
熱間工具鋼の製造工程は溶解、凝固、ソーキング、圧延・鍛造、焼鈍からなり、金型として使用するときは、硬さが４５〜５４ＨＲＣになるように焼入れ焼戻しされる。また熱間工具鋼の靱性は焼入れ焼戻し状態で評価されるが、その材料特性は金型加工前の焼鈍まででほぼ決まる。本発明では、熱間工具鋼の靱性は焼鈍状態でほぼ決まり、炭化物分布、ミクロ偏析がその評価尺度になることを見出した。ＶＡＲやＥＳＲなどの再溶解法とソーキングを組み合わせれば、均質な組織とすることができるが、コスト高となり、汎用性に欠ける。そこで大気溶解後、ソーキング、圧鍛条件を最適化することで組織を最適化し、靱性向上を図った。ここで圧鍛とは、分塊圧延、鍛造、圧延によるものを言う。
【０００８】
また、ソーキングは高温・長時間で処理するほど合金元素が拡散し、均質な組織になることが知られているが、一方で、コスト高の要因となる。そこで、適切なソーキング条件を設定した。さらに、炭化物の分布状態は、最終的には焼鈍で決まるが、実際には圧鍛条件によってその分布状態が左右されることを見出し、圧鍛加熱温度、圧鍛終止温度、圧鍛後の冷却速度を規定することで均一な炭化物の分散が得られるようにして発明を完成したものである。
【０００９】
その発明の要旨とするところは、
（１）質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｃｒ：４．０〜５．５％、Ｍｏ：０．５〜２．０％、Ｖ：０．５〜１．５％、残部がＦｅと不可避的不純物から成る鋼を鋳造後、温度１１５０〜１３００℃、１０〜１００時間でのソーキングを行い、引続き圧鍛加熱温度９５０〜１２５０℃にて圧延鍛造し、その圧鍛終止温度を９００〜１１５０℃とした後、該圧鍛後の冷却速度０．０５℃／ｓｅｃ以上にて焼鈍してなることを特徴とする高靱性熱間工具鋼。
（２）質量％で、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．３０〜０．６０％、Ｎｉ：０．０４〜０．１５％、Ｃｕ：≦０．２０％、Ａｌ：０．００１〜０．０２０％の内の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の高靱性熱間工具鋼。
（３）質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｃｒ：４．０〜５．５％、Ｍｏ：０．５〜２．０％、Ｖ：０．５〜１．５％、残部がＦｅと不可避的不純物から成る鋼を鋳造後、温度１１５０〜１３００℃、１０〜１００時間でのソーキングを行い、引続き圧鍛加熱温度９５０〜１２５０℃にて圧延鍛造し、その圧鍛終止温度を９００〜１１５０℃とした後、該圧鍛後の冷却速度０．０５℃／ｓｅｃ以上にて焼鈍してなることを特徴とする高靱性熱間工具鋼の製造方法。
（４）質量％で、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．３０〜０．６０％、Ｎｉ：０．０４〜０．１５％、Ｃｕ：≦０．２０％、Ａｌ：０．００１〜０．０２０％の内の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（３）に記載の高靱性熱間工具鋼の製造方法にある。
【発明の効果】
【００１０】
以上述べたように、本発明による圧鍛条件の最適化による炭化物の均一分散化および合金元素のミクロ偏析を判定して製造条件に反映させ、低コストで信頼性の高い熱間工具鋼およびその製造方法を提供する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
以下、本発明に係る成分組成の限定理由について説明する。
【００１２】
Ｃ：０．３０〜０．５０％
Ｃは、焼入れ性と硬さおよび強度の確保に寄与する重要な元素であることから、本発明の対象を熱間工具とする場合には、特に本発明の有用性を向上させる。しかし、０．３０％未満ではその効果が十分でなく、また、０．５０％を超えると靱性、熱間加工性を低下させることから、その上限を０．５０％とした。好ましくは０．３５〜０．４５％とする。      
【００１３】
Ｃｒ：４．０〜５．５％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高めて硬度および強度に寄与する元素である。しかし、４．０％未満ではその効果が十分でなく、また、５．５％を超えると靱性を低下させることから、その上限を５．５％とした。
【００１４】
Ｍｏ：０．５〜２．０％
Ｍｏは、炭化物を形成して基地の強度や硬さおよび耐熱性を向上させる効果を持つ元素である。しかし、０．５％未満ではその効果が十分でなく、また、２．０％を超えると靱性、熱間加工性を低下させることから、その上限を２．０％とした。
【００１５】
Ｖ：０．５〜１．５％
Ｖは、炭化物を形成し、基地の強度や硬さおよび耐熱性を向上させる効果を持つ元素である。しかし、０．５％未満ではその効果が十分でなく、また、１．５％を超えると靱性、熱間加工性を低下させることから、その上限を１．５％とした。
【００１６】
なお、本発明の熱間工具鋼の成分組成は、上記の成分を含む以外には、例えば必要に応じて、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌなどを添加することができ、また、Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏを規制することができる。
【００１７】
Ｓｉ：０．３〜１．２％
Ｓｉは、脱酸剤として有用であり、本発明においては靱性向上のために脱酸剤として最も多用されるＡｌを０．０２０％以下に抑える必要があるので、脱酸剤としてＳｉを用いる。そのためには０．３％以上の添加が必要である。しかし、１．２％を超えると靱性、熱間加工性を低下させることから、その上限を１．２％とした。
【００１８】
Ｍｎ：０．３０〜０．６０％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、脱酸元素であり、０．３０％未満ではその効果が十分でなく、０．６０％を超えると靱性、熱間加工性を低下させることから、その上限を０．６０％とした。
【００１９】
Ｎｉ０．０４〜０．１５％
Ｎｉは、焼入れ性および靱性を向上させる元素であり、０．０４％以上の添加が必要である。しかし、０．１５％を超えると高温強度を低下させることから、０．１５％とした。      
【００２０】
Ｃｕ：≦０．２０％
Ｃｕは、靱性を低下させることから、その上限を０．２０％以下とした。
【００２１】
Ａｌ：０．００１〜０．０２０％
Ａｌは、精錬時に脱酸元素として使用される。しかし、０．００１％未満ではその効果は十分でなく、また、０．０２０％を超えるとＡｌＮ形成して靱性を劣化させることから、その上限を０．０２０％とする。
【００２２】
Ｐ：≦０．０２１％、Ｓ：≦０．００９％、Ｎ≦２０４ｐｐｍ，Ｏ≦２０ｐｐｍ
Ｐ，Ｓ，ＮおよびＯは、いずれも靱性を劣化させることから、その上限をそれぞれ０．０２１％以下、０．００９％以下、２０４ｐｐｍ、２０ｐｐｍ以下とした。
【００２３】
圧鍛加熱温度９５０〜１２５０℃                                                圧鍛加熱温度を９５０〜１２５０℃としたのは、熱間加工をするためには９５０℃以上必要である。しかし、１２５０℃を超えると結晶粒が大きくなり、焼鈍時に炭化物が不均一に分布し靱性を低下させることから、その範囲を９５０〜１２５０℃とした。好ましくは１０００〜１１５０℃とする。
【００２４】
圧鍛終止温度を９００〜１１５０℃
圧鍛終止温度を９００℃としたのは、熱間加工をするためには９００℃以上必要な温度である。しかし、１１５０℃を超えると再結晶による結晶粒微細化の効果がなくなり、焼鈍時に炭化物が不均一に分布し易くなるために、その上限を１１５０℃とした。好ましくは９５０〜１１００℃とする。
【００２５】
圧鍛後の冷却速度０．０５℃／ｓｅｃ以上
圧鍛後の冷却速度０．０５℃／ｓｅｃ以上としたのは、圧延後に緩冷却すると、粗いベイナイトが生成し、焼鈍時に炭化物が不均一に析出する。炭化物の不均一な分布は靱性を低下させる。すなわち、一定以上の速度で冷却すると、マルテンサイトまたは細かいベイナイトになり、焼鈍時に炭化物が均一に分散し易くなるためである。望ましくは０．１℃／ｓｅｃ以上とする。
【００２６】
ソーキング温度１１５０〜１３００℃、１０〜１００時間
ソーキング温度１１５０℃未満、１０時間未満では成分変動幅を小さくするには不十分である。しかし、ソーキング温度１３００℃を超え、１００時間を超えると拡散効果が飽和し、コスト高となることから、その上限を１３００℃、１００時間とした。
【実施例】
【００２７】
以下、本発明に係る実施例によって具体的に説明する。
表１に示すような供試材の化学成分をもつ鋼を誘導溶解炉で溶製し、その溶鋼を鋳型にて凝固させ、１〜２０ｔ鋼塊を製造した。その鋼塊の高幅比（高さ／平均径）＝２．０〜４．０、傾斜比〔（上部径−下部径）／高さ（ｍｍ／Ｍ）〕＝３０〜１２０のものを供試材とした。また、処理条件については、表２に示すように、ソーキング温度１１５０〜１３００℃、時間１０〜１００時間で調整した。圧鍛は分塊圧延、鋳造、圧延によるものである。また、焼鈍は８００〜９５０℃で１〜３０時間、加熱保持後、１〜３０℃／時間で冷却した。その結果を表２に示す。
【００２８】
【表１】
0004739105.tif 000002
【００２９】
【表２】
0004739105.tif 000003
表２に示す炭化物分布状況は４００倍の光学顕微鏡にて判定した。また、焼入焼戻し条件は焼入れ温度１０１０〜１０５０℃−０．５時間保持、空冷または油冷、焼戻条件は５５０〜６５０℃−１時間保持後空冷を２回以上行った。その評価としての炭化物分布状態については、炭化物の均一分散の良好なものを○とし、悪いものを×で表示した。さらに、シャルピー衝撃値はＴ面ノッチ、２ｍｍＵノッチでの値を示す。
【００３０】
表２に示すように、鋼種Ａ−２，３、Ｂ−２，３、Ｃ−２、Ｄ−２，３、Ｅ−２、Ｆ−２、Ｇ−２、Ｈ−２、Ｉ−２は比較例であって、比較例鋼種Ａ−２は圧鍛加熱温度が高いために、炭化物分布状態の均一分散化が悪く、かつＴ方向シャルピー衝撃値が低い。比較例鋼種Ａ−３はソーキング温度が高いために、炭化物分布状態の均一分散化が悪く、かつＴ方向シャルピー衝撃値が低い。比較例鋼種Ｂ−２はソーキング時間が短く、かつ、圧鍛終止温度が低いために、炭化物分布状態の均一分散化が悪く、かつＴ方向シャルピー衝撃値が低い。比較例鋼種Ｂ−３は圧鍛加熱温度が低いために、炭化物分布状態の均一分散化が悪く、かつ鋼材に割れた。
【００３１】
比較例鋼種Ｃ−２はソーキング温度が低いために、Ｔ方向シャルピー衝撃値が低い。比較例鋼種Ｄ−２は圧鍛後冷却速度が遅いために、炭化物分布状態の均一分散化が悪く、かつＴ方向シャルピー衝撃値が低い。比較例鋼種Ｄ−３は圧鍛終止温度が高いために、炭化物分布状態の均一分散化が悪く、かつＴ方向シャルピー衝撃値が低い。比較例鋼種Ｅ−２はソーキング時間が長過ぎるためにコストが大きい。Ｆ−２はソーキング温度が高いために、炭化物分布状態の均一分散化が悪い。Ｇ−２は圧鍛加熱温度が低いために、炭化物分布状態の均一分散化が悪い。Ｈ−２はソーキング時間が短く、かつ圧鍛終止温度が低いために、炭化物分布状態の均一分散化が悪い。Ｉ−２は圧鍛終止温度が高いために、炭化物分布状態の均一分散化が悪いことがそれぞれ分かる。
【００３２】
これに対して、本発明例である鋼種Ａ−１、Ｂ−１、Ｃ−１、Ｄ−１、Ｅ−１、Ｆ−１、Ｇ−１、Ｈ−１、Ｉ−１については、いずれも本発明の条件を満足していることから、炭化物分布状態の均一分散化が図られ良好な炭化物分布状態が得られ、しかも焼入焼戻後の硬さ、並びにＴ方向シャルピー衝撃値の高いことが分かる。
【００３３】
上述したように、本発明による衝撃値に及ぼす炭化物分布、ミクロ偏析の影響および圧鍛条件、ソーキング条件を最適にすることで、低コストで信頼性の高い熱間工具鋼を得ることが出来る極めて優れた効果を奏するものである。
特許出願人  山陽特殊製鋼株式会社
代理人    弁理士    椎  名    彊