技術論文

冷間工具鋼の焼入焼戻硬さに及ぼす合金元素の影響
藤松

威史1*・横井

大円1*・辻井

信博2*

Effects of Alloying Elements on Hardness of Quenched and Tempered Cold Work Tool SteelTakeshi Fujimatsu, Daien Yokoi and Nobuhiro Tsujii

Synopsis: In some of recent cold forming processes such as roll forming and fine blanking, high hardness and wear resistance are required in cold work tool steels.
Hardness and wear resistance are affected by chemical compositions, e.g. C, Cr, Mo and V. Martensite start temperature (Ms) strongly depends on chemical compositions of parent phase, austenite (γ ). In this study, effects of
C, Cr, Mo and V alloying on hardness of quenched and tempered high carbon cold work tool steels were investigated and summary is as follows:• The P value (P: –137.5C+10.5Cr–8.75Mo+77.5V) which is a useful factor to explain variations of Ms temperature,amount of retained austenite (γ R) and hardness of quenched steel (HQ) is obtained.
• Ms temperature increased linearly with the P value. Accordingly, amount of γ R decreased. HQ increased with the
P value up to –50 and showed the maximum at the point.
• In the P value between –40 and –70, it was expected that C, Mo and V formed an optimum balance of solid solution with γ phase for acquisition of high HT (HT: the peak hardness of quenched and tempered steel). And high HT
will be obtained by low amount of γ R and sufficient second hardening precipitates on a basis of Mo and V carbide.
• Steels with the P value near –50 achieved High HT over 64HRC under conventional austenitizing temperature(1323K) of general cold work tool steels.
Key words: high carbon cold work tool steel; Ms temperature; retained austenite; quenched and tempered hardness; second
hardening precipitate; Ms calculation; equilibrium amount of alloying elements in γ phase.

1．緒言の面で十分ではなく，SKS3は耐摩耗性が不十分なうえ，
高温焼戻し時の2次硬化を示さず，通常673K以上で行われ

近年，塑性加工技術の進歩に伴うニアネットシェイプ化

るPVDや窒化といった硬質表面処理に不適である。また，への対応，被加工材の高強度化により，ネジや自動車部品

ハイス並みの硬度を有する冷間ダイス鋼が開発されているの製造などに用いる転造ダイスや冷間金型，ファインブラ

が，性能を十分に発揮させるためには，SKD11に比べてよ

ンキングパンチといった用途において，従来の冷間工具鋼

り高い焼入温度を設定する必要があり，汎用性に劣る。

では硬度不足により対処できない事例が増えている。転造

上述のような諸問題を鑑みると，転造やファインブラン

は被加工材に高い圧縮力を加えて塑性変形させる加工法でキングに用いられる冷間工具鋼の開発キーワードとして①あり，工具には極めて高い剛性が必要である。また，ファハイス並みの高硬度（≧64HRC），②硬質表面処理が適用

インブランキングではクリアランスの厳しい打ち抜きを行可能なこと（高温焼戻しにおける2次硬化を示すこと），③っており，成形精度を維持するためには耐摺動摩耗性に優汎用ダイス鋼と同等の熱処理条件（1303〜1323K）で所望れた工具が要求される。高い剛性と耐摩耗性を達成するにの硬さが得られること，が挙げられる。そこで，本研究では工具の硬さを高める必要があり，従来の代表的な冷間工は，汎用ダイス鋼と同等の焼入・焼戻条件で64HRCクラス

具鋼SKD11では最高硬さ60HRC程度であるため，十分に要の硬さが得られる高硬度冷間工具鋼の開発を目的として，求に応えるものとはなっていない。一般に，高硬度が必要

合金成分設計の指針を得るために冷間工具鋼の焼入焼戻硬な用途にはSKH51等のハイス系やSKS3が用いられるが，さに及ぼす合金元素の影響を検討した。

ハイス系は高温焼入れ（≧1423K）が必要なために汎用性*1 技術研究所*2 技術研究所

高合金鋼グループ
高合金鋼グループ，工博

19

Sanyo Technical Report Vol.8 (2001) No.1

冷間工具鋼の焼入焼戻硬さに及ぼす合金元素の影響

2．Ms点及び γ Rに及ぼす合金元素の影響下，HQ），Ms点および γ Rを測定した。なお，Fig.1に示すよ
うに，本報では冷却時の熱膨張曲線における変曲点の温度

2・1

実験方法

をMs点とした。さらに773〜873Kで3.6ks保持後，空冷の焼戻しを2回行い，最高焼戻硬さ（以下，HT）を測定した。

冷間工具鋼の焼入焼戻硬さに影響を与える合金元素としてC，Cr，Mo，V（4因子）を取り上げ，重量％で0.90〜

以上の供試材の製造工程および実験手順をFig.2に示す。

1.10％C-5.00〜7.50％Cr-3.00〜5.00％Mo-0〜0.50％Vの範

2・2

囲で成分を設定した。その他の合金元素（Mn，Si，Ni等）

2・2・1

実験結果および考察
Ms点に及ぼす合金元素の影響については全て一定とした。真空誘導溶解炉により100kg

高硬度の冷間工具鋼の成分設計においてはMs点と析出の実験鋼塊を溶製し，1348Kで直径30mmに鍛伸後，1143K

炭化物の制御が極めて重要な課題である。工具鋼に添加さで焼鈍を実施した。試験片のオーステナイト化温度（以下れる代表的な合金元素としてC，Cr，Mo，Vが挙げられる。

γ 化温度）を汎用ダイス鋼並みの1303Kおよび1323Kの2水

なかでもCはオーステナイト中に侵入型に固溶し，マルテ

準とし，1.8ks保持後，空冷により焼入れし，焼入硬さ（以ンサイト変態時に過飽和固溶した状態で固着され，結晶格子を歪ませることによって極めて高い硬さをもたらす必須の元素である。しかしながらC％が高いほど，Ms点が低下する傾向にあり1），Cを多量に添加した鋼では残留オーステ
ナイト量（以下，γ R）の増加により，焼入硬さの低下を招く。一方，Cr，Mo，Vなどの添加は主に炭化物形成による

Variations in length

硬さ，耐摩耗性の向上を目的に行われている。Crは凝固時に一次炭化物として晶出して耐摩耗性を向上させ，Mo，V
は高温焼戻し時に微細に析出して2次硬化に寄与する。低合金鋼の分野ではCr，MoはMs点降下元素として知られている。また，VについてはMs点降下元素として取り扱っている場合もあるが2）3），多くのMs点計算式4-6）では考慮されていない。Izumiyamaら7）は2元系の鉄基合金のMs点に及ぼす合金元素の影響を調査し，VはMs点上昇に効果があるとしている。ただし，高C系の工具鋼のMs点の実測値は，従Ms
400

来提案されている低合金鋼におけるMs点計算式2-6）と一致
600

800

1000

しないことが多い。これは，C，Cr，Mo，Vが基地に固溶1200するのみならず，炭化物形成に消費されることにより，基

Temperature（K）

地への完全固溶を前提とした計算式との乖離が生じるためFig. 1. Definition of Ms temperature in this study.

と考えられる。
本成分系において，実験計画法に基づき，Ms点に及ぼ

Vacuum induction melting
φ 180, 100kg Ingots

す合金元素1重量％あたりの寄与を求めた。Fig.3に示すよ［C］0.90〜1.10mass%［Cr］5.00〜7.50mass%［Mo］3.50〜5.00mass%［V］0〜0.50mass%

うに，C，Moの添加はMs点の降下をもたらし，特にCの影響が大きいことが分かった。これは，上述した従来のMs
点計算式におけるCの効果と矛盾しない。一方で，Cr，V
は本成分範囲においてはMs点を上昇させる効果が認めら

Forging（at 1348K）
φ 180→ φ 30れた。これはCr，Vが炭化物を形成して基地のCを消費するためと推測される。Fig.3に示した個々の合金元素1重量％あたりのMs点上昇度を加算し，Ms点に影響を及ぼす

Annealing（at 1143K）

パラメータとしてP値（①式）を提案する。P値の式は従来の多くのMs点計算式と同様に各合金元素の効果が線形

Austenitizing
1303，1323K-1.8ks，ACMeasurement of HQ,
Ms temp. and γ R

則に従うものと仮定した。

P value＝−137.50C＋10.50Cr−8.75Mo＋77.50V
Tempering773〜873K-3.6ks，AC，×2（mass％）

Measurement of HT･･･①（C，Cr，Mo，Vはレードル分析値）

Fig. 2. Experimental procedure.

20

Sanyo Technical Report Vol.8 (2001) No.1

200

うになる。P値の増大により γ Rが減少するため，HQは単調に増加すると予想したが，実際にはP＝−50前後で極大値

Ms ascent

150
100を持つ傾向が見られた。CはP値に及ぼす寄与率が最も高いことから，高C域（P値小）では γ R増大によるH Q低下，
低C域（P値大）ではマルテンサイト中の固溶C量不足によ

50

るHQ低下が起こったものと推測される。一方，HTとP値に0は明確な相関は見られなかった。ただし，本成分系では
HQ＞63HRCの時にHT≧64HRCを示しており，HQ≧64HRC

−50
−100
austenitized at 1303K
〃
1323K

−150
−200

C

Cr

Mo

となるP値（P＝−40〜−70）となるように成分設定する

Ms descent

Variations of Ms temperature（K/mass%）

冷間工具鋼の焼入焼戻硬さに及ぼす合金元素の影響ことで，安定してH T≧64HRC以上が得られると考えられ
る。

V

68

Fig. 3. Effect of alloying elements on variations of Ms temperature.
66

Hardness（HRC）

2・2・2 P値とMs点および γ Rの関係
Fig.4に上述したP値を用いてMs点を整理した結果を示す。Fig.4から分かるように，P値とMs点は直線性の良い正の相関が得られた。最小自乗法により求めた回帰直線の式
は②式となった。
Ms（K）＝445.74＋1.03P（r ＝0.79）

64
62
60
58

HQ：hardness of quenched steels
HT：peak hardness of quenched
and tempered steels

･･･②

2

56

austenitized at 1303K，1323K
54−160 −140 −120 −100 −80 −60 −40 −20 0
20
P value
Fig. 5. Effect of alloying elements on hardness of quenched andtempered steels.

さらにFig.4では，Ms点の上昇と相反して焼入状態での γ Rが低下する傾向が明瞭に確認された。これはMs点上昇によって焼入時のマルテンサイト変態が容易となるためである。高温焼戻しにおける未分解 γ Rは硬度低下の原因となるため，高硬度を得るには焼入時の γ Rが少ないことが望ましい。
2・2・3 焼入焼戻硬さに及ぼすP値の効果

3．焼入焼戻硬さに及ぼすP値の影響

500

60

450

Ms temp.，K
γ R，%
50
austenitized at 1303K，1323K
40400（r2＝0.79）

30

350
20
300

250
−160 −140 −120 −100 −80 −60 −40 −20
P value

10

0

0

3・1

Amount of retained austenite： γ R（vol.%）

Ms temperature（K）

次に，P値を用いてHQ，およびHTを整理するとFig.5のよ

実験方法

上述したように，Fig.5から，P値が−40から−70の範囲
で成分を設定することにより64HRCクラスの高温焼戻硬さが得られると予想される。そこで，Fig.4においてHQがピークを示すP＝−50付近となるように，重量％で0.90〜
1.10％C-5.00〜8.00％Cr-3.00〜5.00％Mo-0.40〜0.90％Vの範囲で成分設定したH1〜H4の4鋼種を試作した（Table 1）。

Table1. Chemical compositions and P value of steels.
（mass％）
Steel
P
C
Cr
Mo
V

Fig. 4. Effect of alloying elements on Ms temperature and amountof retained austenite.

21

H1

−44.3

0.97

7.97

3.10

0.42

H2

−51.0

0.86

5.97

3.02

0.40

H3

−47.2

1.04

6.05

3.48

0.81

H4

−48.7

1.02

6.05

4.24

0.84

Sanyo Technical Report Vol.8 (2001) No.1

冷間工具鋼の焼入焼戻硬さに及ぼす合金元素の影響

供試材の製造工程はFig.2に準拠したが，γ 化温度についてであり，H1鋼では1323Kでの γ 化時にM23C6が十分に固溶は1303K，1313Kおよび1323Kの3水準とし，それぞれにつしたと考えられる。また，M7C3の回折ピーク（d＝0.205nm）

いてHQ，HT，Ms点および γ Rを測定した。さらに焼入れ後とM6Cの回折ピーク（d＝0.213nm）の強度に着目すると，の炭化物の析出状態を知るために，Table 2の電解抽出条件

H1，H2鋼では焼入温度の上昇により，M 6Cのピーク強度

で残さを採取し，X線回折装置を用いて抽出炭化物の同定

がM7C3に比べて相対的に低下していることが分かった。つを行った。

まり，H1，H2鋼では高温の1323K焼入れにおいて，より多くのM 6Cがマトリックスに固溶したものと考えられる。
M6CはMoを主体とする炭化物であり，H1，H2鋼では後述

Table2. Electrolytically extraction condition.

するように1303KにおけるMoの固溶が不十分であったと考89％：Methyl alcohol

えられる。それに対してH3，H4鋼では，1303Kと1323Kで10％：Acetyl acetone

Electrolyte

1％：Tetramethyl ammonium

焼入れした場合のM6CとM7C3のピーク強度比の変化は認め

chloride（TMAC）

られず，両条件下でのM6Cの固溶量の差は小さいと考えら

potential−200mV（Const.）

れる。Moは高温焼戻時に微細炭化物として析出することElectrolytic

current

200〜300mA

によって2次硬化をもたらす元素であり，1303Kにおける

condition

period

H1，H2鋼とH3，H4鋼のH Tの差は，焼入時のMo固溶量の3.6ks

atmosphere差に起因するのではないかと推測される。

Inert gas（Ar）
0.2 µ m mesh

Filter paper
Net extracted residues

さらにH3，H4鋼ではMCの存在が確認された。MCはVを主体とする炭化物であり，極めて硬く（2500〜2800HV），

0.3g

weight

高温焼入れでも基地に固溶しにくい 8）9）。Table 1に示した
ようにH3，H4鋼はV添加量が多く，マトリックス中に固溶しない過剰VがMC型一次炭化物を形成したものと考えられ

3・2

る。

実験結果および考察

3・2・1

H1〜H4鋼の硬さ，Ms点および γ R

H1〜H4鋼のH Q，H T，Ms点および γ RをTable 3に示す。

4．P値の冶金学的考察

1303Kで γ 化を行った場合，いずれもHT＜64HRCであったが，1323Kでは全ての鋼種でHT≧64HRC以上が得られた。
Ms点， γ RおよびHQはFig.4，Fig.5から予想される値とほぼ

4・1

マトリックス中の合金元素固溶量の推定

良い一致を示した。なお，1303Kで1.8ks保持後，焼入れをP値は高C-Cr-Mo-V系の工具鋼のMs点と良好な相関があ行った場合，H1，H2鋼は，H3，H4鋼に比べてH Tが0.4〜

り，Ms点，γ R，およびHQの設計指針として有効なパラメ

0.9ポイント低い。そして，焼入温度の上昇とともにH1，ータである。さらに，焼入状態においてマトリックスに含H2鋼とH3，H4鋼のHTの差が小さくなり，1323K-1.8ks焼まれる合金元素量の調査を行い，P値との相関について検入れでは全鋼種でほぼ同じ硬さが得られた。

証を行った。H1〜H4鋼の焼入材の抽出残さのICP分析を行

3・2・2

い，③式によりマトリックス中の合金元素量を算出した。

炭化物の挙動

上述したように，1303K焼入れにおいてH1，H2鋼とH3，

マトリックス中の合金元素固溶量

H4鋼でHTに差が生じた原因について以下に考察する。Fig.6＝レードル分析値−ICP分析値にH1〜H4鋼の焼入材の抽出残さのX線回折結果を示した。

･･･③

H1鋼では1303K焼入れではM23C6の回折ピークが確認されるのに対して，より高温の1323K焼入れではM 23C 6の回折

さらに熱力学データベースChemsageを用いてH1〜H4鋼

ピークは認められない。M23C6はCrを多く固溶した炭化物の1303K，1323Kにおけるマトリックス（ γ 相）の平衡組

Table3. Properties of steels in different P value and austenitizing conditions.
1303K-1.8ks，AC
Steel

P

Ms

γR

HQ

1313K-1.8ks，AC
HT

γR

Ms

HQ

1323K-1.8ks，AC
HT

Ms

γR

HQ

HT

（K） （vol.％）（HRC）（HRC） （K） （vol.％）（HRC）（HRC） （K） （vol.％）（HRC）（HRC）
H1

−44.3

393

17.5

64.1

63.2

358

19.5

64.3

63.8

343

25.8

63.9

64.3

H2

−51.0

398

22.0

64.6

62.9

343

23.0

64.2

63.7

343

29.7

63.4

64.3

H3

−47.2

418

20.5

65.4

63.6

398

21.5

65.0

64.2

383

25.1

63.8

64.4

H4

−48.7

408

20.5

64.9

63.8

393

22.0

65.2

64.2

378

23.4

65.0

64.4

22

Sanyo Technical Report Vol.8 (2001) No.1

冷間工具鋼の焼入焼戻硬さに及ぼす合金元素の影響

4000

1000
0

M6 C
M7C3
M7C3

MC
M7C3 6
M7C3
M7C3
M6C

M7C3
M6 C

M6 C

1000
0

1000

M6C
M7C3
M7C3

Amount of alloying elementsin γ phase（mass%）

0.24 0.22 0.20
d spacing（nm）

0.18

0.16

M6 C
M7C3
M7C3

3
7

1000

Amount of alloying elementsin γ phase（mass%）

0

3000
2000
M6 C
M7C3
M7C3

M7C3
M6C

MC

M6C
MC M7C3
M
C
7
3
M7C3
M6C

4000
H3

1000
0

M6C

4000

0.24 0.22 0.20
d spacing（nm）

M6C
M7C3
M7C3

MC M7C3
M7C3 M7C3
M6 C

M 7 C3
M6C

MC

M6 C

0.26

3.0
2.0
1.0

5.0
4.0
3.0

calc. exp.
C
Cr
Mo
V

2.0
1.0
0.0
−54 −52 −50 −48 −46 −44 −42 −40
P valueH4

2000

calc. exp.
C
Cr
Mo
V

（c）1323K

M6 C
M7C3
M7C3

3
7

M6C

MC
M7C3 6
M
7C3
MC

M7C3
M6C

M6 C

1000

M6 C

Intensity（cps）

2000

4.0

6.0

0
H2

5.0

0.0
−54 −52 −50 −48 −46 −44 −42 −40
P value

2000

4000

0
0.28

1.0

3000

M6 C

M6C

M7C3
M6C

H1

M6 C
M7C3
M7C3
MC

4000

1000

2.0

（b）1313K（a）austenitizing：1303K-1.8ks，AC

3000

3.0

6.0

M6C

0.26

M7C3

1000

MC

M6C

2000

MC M7C3
M7C3 M7C3
M6C

M6 C

H4

calc. exp.
C
Cr
Mo
V

4.0

0

4000

3000

5.0

0.0
−54 −52 −50 −48 −46 −44 −42 −40
P value

2000
M6 C
M7C3
M7C3

3

3000
M6C

7

M7C3
M6 C

MC

H3

M6 C
M7C3
M
C
7
3
MC

4000

M6 C

Intensity（cps）

H2

2000

0
0.28

Amount of alloying elementsin γ phase（mass%）

M7C3

M6C
M23C6
M6C
M7C3
M23C6
M7C3

M23C6
M7C3
M6 C
M23C6
M6C

M6 C

2000

4000

3000

（a）1303K

3000

H1

3000

6.0

0.18

Fig. 7. Comparison between measurement and calculation ofalloying elements in γ phase.
0.16
成を計算し，抽出残さから求めたマトリックス中の推定合（b）austenitizing：1323K-1.8ks，AC

金元素量との比較を行った。Fig.7は計算により求めたマト
リックス中の推定の合金元素固溶量と，ICP分析により求Fig. 6. X-ray diffraction patterns of residues electrolyticallyextracted from quenched H1〜H4 steels.

めた実測値との比較を示したものである。Fig.7から分かる

23

Sanyo Technical Report Vol.8 (2001) No.1

冷間工具鋼の焼入焼戻硬さに及ぼす合金元素の影響

ようにVの実測値と計算値は良く一致した。V添加量あった。SKH51やSKD11の焼入状態での固溶C量は（Table 1参照）に対してマトリックス中に固溶するVの収率

0.5mass％程度であり，ほぼ妥当な値と考えて良い。

は25〜53％と低く，Vを過剰に添加した場合は，その多く

4・2

P値とマトリックス中の合金元素固溶量の関係

が1次炭化物形成に消費されるものと推測される。また，

γ 化温度で十分な保持が行われた場合には，熱力学デー（b）1313K，（c）1323Kではマトリックス中のCr量の計算

タベースを用いて焼入材のマトリックス組成を推定するこ値と実測値の傾向が類似していることが分かった。Moにとが可能と考えられる。そこで，本報で供試材として用いた計12鋼種のうち8鋼種につき，Chemsageを用いて1303K，1323Kにおけるマトリックス（ γ 相）の平衡組成を計算しのCr，Mo固溶量の実測値は計算値よりかなり低い。これた。Fig.8に γ 中の各合金元素の固溶量（計算値）とP値のはX線回折の結果（Fig.6）と良く一致している。ただし，関係を示す。なお，Fig.8に示した合金元素量は γ 相を

H2鋼のCr量の実測値と計算値の乖離については，X線回折100％とした場合の各合金元素の重量分率に等しい。Fig.8

結果からの説明が困難であり，その原因は明らかではない。

からP値の増大に伴ってマトリックス中のCの固溶量が低いずれにしても，1303Kで長時間の保持を行った場合は，下する傾向が見られた。またP値が大となる領域では，Mo計算により求めた γ 相の平衡組成に近づくことが予想されもP値の増大とともに固溶量が低下した。一方で，Cr，V

る。ICPではCの定量が困難なために分析を行っていないが，はP値の増大とともに固溶量が単調増加する傾向が認めら

Chemsageにより予想されるC量はおよそ0.4〜0.6mass％でれた。ここでCの固溶量直線およびP値が大となる領域で

Equilibrium amount of Cr in γ phase（mass%）

0.9
（a）C
0.8

0.7

0.6

0.5

0.4
−160−140−120−100 −80 −60 −40 −20
P value0

3.0

Equilibrium amount of V in γ phase（mass%）

Equilibrium amount of Mo in γ phase（mass%）

Equilibrium amount of C in γ phase（mass%）

ついては計算値と実測値の乖離がやや大きかった。また，（a）1303Kでは，H1鋼（P＝−44.3），H2鋼（P＝−51.0）

（c）Mo
2.8

2.6

2.4

2.2

2.0
−160−140−120−100 −80 −60 −40 −20
P value

0

6.0
（b）Cr
5.5
5.0
4.5
4.0
3.5
3.0
−160−140−120−100 −80 −60 −40 −20
P value

0

0.30
（d）V
0.25

0.20

0.15

0.10
−160−140−120−100 −80 −60 −40 −20
P value

0

Fig. 8. Equilibrium amount of alloying elements in γ phase at 1323K.

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Sanyo Technical Report Vol.8 (2001) No.1

冷間工具鋼の焼入焼戻硬さに及ぼす合金元素の影響のMoの固溶量曲線の負の傾き，ならびにCr，Vの固溶量直線回帰式（②式）を図示しており，計算Ms点は実測値と線の正の傾きは，P値の式（①式）の各元素の符号と一致

同様にP値の増加に伴って上昇する傾向が認められた。

していることが分かる。C固溶量の低下はMs点の上昇をもFig.8に示したように，P値の増減によってマトリックス中たらすため，P値が大となる領域では γ Rの低下によりHQがの合金元素の固溶量が変化しており，各元素のMs点に及上昇する。ただし，C固溶量が低すぎる場合はマルテンサ

ぼす効果を合計したものが，見かけ上，P値で整理できる

イトの歪み率が低下し，HQの低下を招く。一方で，Mo，Vのではないかと考えられる。ただし，Ms点の計算値と実は高温焼戻し時に微細炭化物として析出して2次硬化をも測値には大きな差が見られた。本報では，熱膨張曲線におたらすことから，焼入れ時にマトリックス中に十分に固溶ける変曲点の温度を実測Ms点としており，真のMs点よりさせる必要がある。P＝−40〜−70の範囲で成分設定を行

も温度が低めに見積もられている。そのため，計算値と実ったH1〜H4鋼では，HT≧64HRCが得られており，これは測値に差が生じたものと思われる。

主にマトリックス中のC固溶量の最適化によって高いHQが以上のように，P値と計算Ms点には正の相関が認められ，得られるとともに，Mo，Vの固溶量が最適なバランスになかつ，その傾向は実測値と類似していることが分かった。

ることで高温焼戻しにおける2次硬化が十分に起こったた

冶金学的には，P値はマトリックス中の合金元素固溶量とめと考えられる。

相関があり，Ms点に及ぼす合金元素の重畳効果を表すも4・3のと考えられる。高C-Cr-Mo-V系工具鋼のMs点をレード

Ms点とP値の関係

Ms点はオーステナイト組成に非常に強く依存すること

ル分析値から推定する指針として，P値の活用が可能と考が知られており，合金組成からMs点を推定するために多えられる。今後，高硬度，高耐摩耗性と靭性を両立した高くの計算式が提案されている。ただし，これまでのMs点

性能な冷間工具鋼の実現のためには，さらに炭化物制御

計算式は全ての合金元素がマトリックスに完全固溶するこ（形状，分布，粒径）を含めた合金設計に注力し，一次炭とを前提条件としているため，高C系工具鋼のように合金
元素がマトリックスに固溶するのみならず，炭化物形成に550消費される場合はMs点の予測は困難である。幾つかのMs
点計算式の中で，Andrewsの式（直線式）6）およびStevenと500

有用であると言われている。なお，Andrewsの式とStevenとHaynesの式はKungら4）によりCoとSiの項目が追加されているが，Vについては考慮されていない。Helmutら 3）は，
MoとVの原子量比（Mo/V＝96/51）から，VのMs点に及ぼす効果はMoの1.9倍であるとし，StevenとHaynesの式にVの項を追加している。Table 4に代表的なMs点計算式を示した。

Ms temperature（K）

Haynes5）の式は低合金鋼，高合金鋼のMs点の予測に非常に

handbook2）
Helmut et al3）
Steven and Haynes4）5）Andrews4）6）
experimental

450
400
350

本報で用いた高C-Cr-Mo-V系工具鋼においても，Ms点
300

はマトリックスである γ 相の組成に依存すると考えられMs（K）＝445.74＋1.03Pる。そこで，4-2節でChemsageを用いて計算した1323Kで250−160 −140 −120 −100 −80 −60 −40 −20の γ 相の平衡組成（ γ 相を100％としたときのC，Cr，Mo，V，SiおよびMnの固溶量）をもとに，Table 4の式からMs点

0

P valueを算出し，P値との相関の有無を検証した。Fig.9に計算Ms

Fig. 9. Comparison between calculated Ms temperature andexperimental Ms temperature.

点とP値との関係を示す。Fig.9には実測Ms点から求めた直Table4. List of empirical formulae for Ms temperature calculation2-6）.
（mass％）
References
handbook2）

Ms（K）＝823−350C−40Mn−35V−20Cr−17Ni−10Cu−10Mo−10W＋15Co＋30Al

Helmut andMs（K）＝908−474［C＋0.86｛N−0.15（Nb＋Zr）｝−0.066（Ta＋Hf）］−17Cr−33Mn−21Mo−17Si−11W−39V

Manfred3）

Steven andMs（K）＝834−474C−33Mn−17Cr−17Ni−21Mo＋10Co−7.5Si

Haynes4）5）

K.W.Andrews4）6） linear：Ms（K）＝812−423C−30.4Mn−12.1Cr−17.7Ni−7.5Mo＋10Co−7.5Si
nonlinear：Ms（K）＝785−453C−16.9Ni−9.5Mo＋217（C）2−71.5（C）（Mn）＋15Cr−67.6（C）（Cr）＋10Co−7.5Si
There are minor modifications with Steven and Haynes' equation and Andrews' linear equation by Kung et al4）shown in underlined.

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冷間工具鋼の焼入焼戻硬さに及ぼす合金元素の影響

化物形成に消費される合金元素量の予測等を含めた，よりれるとともに，2次硬化に必要なMo，V固溶量が最適

詳細な検討を行っていく必要がある。

なバランスになることによって高温焼戻しにおける2次硬化が十分に起こり，64HRC以上の高いHTが得られ

5．結言ると予想される。
（4）P＝−50付近となるように成分設計した鋼では，汎用

冷間工具鋼の焼入焼戻硬さに及ぼすC，Cr，Mo，Vの影

ダイス鋼並みの1323K焼入れにおいてHT≧64HRCが得響を調査した結果を以下に総括する。

られた。

（1）本成分系ではMs点，γ RおよびHQはP値と相関があるこ

文とが明らかとなった。

献・P value＝−137.50C＋10.50Cr−8.75Mo＋77.50V（mass％）

1） 日本金属学会：構成金属材料とその熱処理, 丸善，P83（レードル分析値：［C］＝0.90〜1.10％［Cr］＝2） 日本鉄鋼協会編：鋼の熱処理 改訂5版（1969），P51，丸善

5.00〜8.00％［Mo］＝3.00〜5.00％［V］＝0〜0.90％）

3） Helmut Finkler and Manfred Schirra : Steel Research, 67（1996），328（2）P値の増大とともにMs点は直線的に上昇し，それに伴

4） C.Y.Kung and J.J.Rayment : Metallurgical Transactions A, 13A（1982），328って γ Rは低下した。また，H QはP値の増大とともに

5） W.Steven and A.G.Haynes : J.Iron.Steel.Inst., 183（1956），349

P＝−50付近で極大を示し，その後，再び低下する傾6） K.W.Andrews : J. Iron Steel Inst., 203（1965），721

向が見られた。

7） M. Izumiyama, M. Tsuchiya, and Y. Imai : J.Japan.Inst.Met.,34（1970），191

・Ms（K）＝445.74＋1.03P

8） 佐藤忠夫：日特技報，6（1969），30（3）P＝−40〜−70の範囲で成分設計を行った場合，マト9） Alfred Kulmburg : Prakt. Metallogr.,35（1998），180

リックス中のC固溶量の最適化によって高いHQが得ら

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