JPH01139741A - 温間鍛造用金型 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、粉末冶金法により製造された高速度工具鋼製
の温間鍛造用金型に関する。

〔従来の核術〕

轡械構造用炭素鋼・合金鋼、一般何造用圧延鋼材等の塑
性加工には一般に冷間ル造法、または熱間鍛造法が多く
用いられるが、これ等の塑性加工法は、それぞれ相互に
長所と短所を併せ持っている０ 近年上述の塑性加工法のそれぞれの長所を生かし、短所
を補う加工法として被加工材６ｏｏ℃〜８００℃程度に
加熱する温間鍛造法が注目され始めた。ところが温間鍛
造法は金型に対して苛酷な使用条件となるため、金型材
料が具備すべき条件として、温間においても高い硬さを
有すること、耐熱衝撃性が大きいこと、耐焼付性が良好
なこと等が要求される。

このため枦、在では温間鍛造用金型には溶製高速度工具
鋼、粉末高速度工具鋼、超硬合金等が多く用いられてい
る。

〔発明が木矢しようとする問題点〕

従来の溶製材または粉末製の高速度工具鋼で農作した温
間鍛造用金型は、使用中の荷重が約５００ｔｏｎ程度の
高荷重になると、被加工材と金型が互に摩擦し合い、金
型にかじりと焼き付きを生じて被加工材表面におシきず
を発生させるので、金型の寿命は短かいものであった。

超硬合金は、炭化物の含有量が約８０％程度で焼き付き
が生じに＜＜、また高温硬さが高く摩耗も少ないため、
温間鍛造金型にも多用されている。

しかし超硬合金は、高速度工具鋼に比べじん性が低いた
め熱衝撃に弱く、ヒートクラックが大割れに進展するも
のもあり、個々の寿命のバラツキが大きいという欠点も
あった。

そこで本発明は、従来の高速度工具鋼製の金型よりも普
硬度で酎に粍性が良く、かつ炭化物、窒化物の含有量を
多くして耐焼付性を改善し、ざらに超硬合金製の金型よ
りもじん性が高く熱衝撃に強い温間取運用金型を提供し
ようとするものである０ 〔問題点を牌決するための手段〕 本発明は、平衡炭素量（Ｃｅｑ）がＣｅｑ＝０−０６Ｃ
ｒ十０−０３３Ｗ＋　０．０６３Ｍｏ　＋　０．２　Ｖ
とするときＣ２，０〜３．５％の範囲で０．１≦Ｃ−Ｃ
ｅｑ≦０．６を満足し、さらにＣｒ：３〜１０％、Ｗ：
１〜２０％＋　Ｍｏ　：　１〜１１チ（ただし１８≦Ｗ
　＋　２　Ｍｏ≦２４　）　、Ｖ　：　５．６〜１５％
。

Ｃｏ　：　１５％以下＊　Ｓｉ　：　２％以下、　Ｍｎ
　：　１％以下。

Ｎｉ　：　２％以下、　Ｎ　：　０．１％以下、残部Ｆ
ｅおよび不可避不純物からなる高速度工具鋼のアトマイ
ズ粉末を８８〜９８％と、Ｔｉ　、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｈ
ｆ　、Ｔａの窒化物、炭化物、炭鴛化物の１種または２
種以上を合計で２〜１２％を均一に混合した後、成形・
焼結してなる温間鍛造用金型、またこのうち焼入れ・焼
もどし後ＨＲＣ７２以上の硬さを有し、その後６００℃
に加熱してもＨＲＣ６３以上の高温硬さを保持するもの
、さらにＨＲＣ７２の硬さにおいて次頁■吸収工坏ルキ
ー１３０ｋｑｆ−期を有するもの、またさらに状況によ
っては表面処理を施したことを特徴とする温間鍛造用金
型である。

〔作用〕

次に本発明における各添加元素の作用およびその摩加範
囲限定理由を述べる。

本発明の金型の素材の組成のうち、Ｃの含有量は最も重
要な樽成要素である。Ｃは、同時に含有されるＣｒ　、
Ｗ　＋　Ｍｏ　ｒ　Ｖと結合してＭｓ　Ｃ、ＭＣなどの
炭化物を形成し、耐摩耗性を付与する作用とともに、焼
入硬化熱処理によりマルテンサイト基地の修・さを窩め
、さらに焼もどし二次硬化量を増す作用がある。上記の
炭化物形成元素であるＣｒ　、　Ｗ　。

Ｍｏ　、　ＶとＣが過不足なく結合して、炭化物を形成
する平衡炭素量Ｃｅｑ　Ｖｉ、次式となることが理論的
に知られている。

Ｃｅｑ−０，０６（％Ｃｒ）　＋　０．０３３（％Ｗ）
　＋　０．０６３（％Ｍｏ　）＋０．２（％Ｖ） 従来の高速度工具鋼においては、Ｃ含有量と平衡炭Ｘ借
ＣｅＱの差、Ｃ−Ｃｅｑはマイナスとなるように調整さ
れている（例えはＪＩＳ　　５ＫＨ５９は、はぼ−０，
３、ＡＩＳＩＭ４２では−０，０５）。

本発明において、Ｗ　、　Ｍｏ　、　Ｖ　量やＴｉＮ等
の分散粒子の量が比較的少なくても、ＨＲＣ７２以上の
超硬度が得られ、実用性の高い胃速度工具悌１の金型を
得る目的で多数の合金系につき、実験、検討したところ
、Ｃｅｑ＝　０−０６Ｃｒ　＋　０．０３３Ｗ＋　０．
０６３Ｍｏ＋０．２Ｖとするとき、１８≦Ｗ　＋　２　
Ｍｏ≦２４の範囲でＣ−Ｃｅｑを従来のようにマイナス
にせずに、０．１≦Ｃ−Ｃｅｑ≦０．６を満足するよう
にＣを含有させればよいことを新規に発見した。Ｃ−Ｃ
ｅｑが、０．１未満では、上述したように多量のＷ　、
　ＪＶｆｏ　、　Ｖ、　ＴｉＮを含有せしめないと、Ｈ
ＲＣ７２以上の超硬度が得られない。逆にＣ−Ｃｅｑが
、０．６を越えると、焼入硬化熱処理時に安定な残留オ
ーステナイトが著しく増加し、また、残留オーステナイ
トの分解温度が高温側に移行するので、焼もどしにより
二次硬化させても、ＨＲＣ７２以上の超硬度が得られな
くなる。すなわち、１８≦Ｗ＋２Ｍｏ≦２４の範囲で、
０．１≦Ｃ−Ｃｅｑ≦０．６の条件でのみ、本願の目的
は達成できる。

Ｃは同時に富有されるＣｒ　＊　Ｗ　ｅ　Ｍｏ　、Ｖの
量によって適宜に変えるべきであることは上述したごと
くである。後述する本発明のＣｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖの含有
量のａ囲で、かつ０．１≦Ｃ−Ｃｅｑ≦０．６を満足さ
せるにはＣは少なくとも２．０％は必要である。

一方、上記の条件を満たしていてもａｔ有量が３．５％
を越えると靭性の低下が著しくなるのでＣ含有量は２．
０〜３．５俤の範囲で、かつ０．１≦Ｃ−Ｃｅｑ≦０．
６と限定した。

ＣｒＦｉ燦入れ硬化性を高める作用があるが、６％未満
ではこの効果が少なく、逆に１０％を越えると残留オー
ステナイ）ｔが増大し、燐入れφきもどし硬さを下ける
のでＯｒの含有量は３〜１０％に限定した。特に、真空
焼入れなど冷却速度の遅い焼入れ炉で熱処理してもＨＲ
Ｃ７２以上の超硬度を得るためにはＣｒの含有量は６％
を越えて１０チ以下が望ましい。

ＷおよびＭｏは前述のととくＣと結合してＭｇＣ型の炭
化物を形成し、耐摩耗性を高める作用と焼入れ硬化熱処
理時に基地中に固溶し、焼きもどし熱処理によってこれ
が微細な炭化物として析出し二次硬化度を高める作用が
ある。本発明の安定してＨＲＣ７２以上の超硬度を得る
という目的を達成するには、Ｗ１〜２０％、Ｍｏ１〜１
１’％の範囲でＷ＋２Ｍｏｆｉが１８チ以上を含有せし
める必要がある。

しかし、Ｗ＋２Ｍｏ′ｆが２４％を越えると材料が高価
になるのみならず靭性も低下するのでＷ　＋　Ｍｏの含
有量はＷ＋２Ｍｏ量で１８〜２４チに限定した。なお、
本発明では等！（原子パーセントで）のＷとＭｏはほぼ
等価の作用を有している。

ＶもＷ、Ｍｏと同じくＣと結合して、ＭＣ型炭化物を形
成する。このＭＣ型炭化物の硬さはＨＶ　２５００〜３
０００とＭａＣ型炭化炭化物さＨＶ１５００〜１８００
と比較して著しく高い硬さである。このためとくに耐摩
耗性を重視する工具においてはＶ含有量の多い尚速度工
具鋼を用いると工具寿命が向上する。

しかしながら、■含有量を必要以上に多くしても、破研
削性を悪くして研削ヤケによる低寿命を誘発し、また靭
性を低下させるたけなので、本発明においてはＶ含南Ｉ
ｉは１５チを上限とした。一方、５．６％未満では、耐
摩耗の効果が不足するのでＶ含有量は、５．６〜１５％
に限定した。

Ｃｏは、基地に固溶し、焼もどし硬さ、高温硬さを＾め
る作用がある。しかし、多量に含有すると、靭性が著し
く低下するので、Ｃｏの含有量は、１５％以下に限定し
た。

Ｓｔは、脱酸を目的として、２％以下含有させるが、と
くに５ｉＯ０８〜２％の範囲では、脱酸効果の他に基地
の硬度を高める効果および耐酸化性、耐食性を高める効
果、さらにはアトマイズ作業性を向上させる効果があら
れれる。２％を越えると靭性の低下が著しくなる。

Ｍｎも脱酸効果があり、さらに幣入性を高める作用があ
るので、１％以下含有させる。とくに、上記のＳ　ｉ　
ｔａ量が普い場合には、フェライトを安定化し、Ａ変態
点を上昇させるＳｉの整置を胤によって緩和できるので
、Ｍｎ０．２５〜１．０％含有させるとよい。

Ｎｉは、基地の靭性を高める効果があるか、２％を越え
ると、残留オーステナイト量を極度に増加させ、焼もど
し硬さが低下するので、本発明においては２％以下の含
有を許容する。なお、通常側速度工具鋼において微量の
Ｎｉが含有され、Ｎｉ　Ｏ，２５チ以下の範囲はＪＩＳ
では不純物量として扱われている。

Ｎは、基地の硬さを高める作用と、ＭＣ型炭化物中Ｋｆ
ｉ！ｉｉ溶して、ＭＣＮ型の炭窒化物を形成して耐溶着
性を高める作用もある。しかし、工業的に含有できる量
は、上限が０．１％であるので、０．１−以下に限定し
た。なお、高速度工具鋼において、通常Ｎ　Ｏ，０５％
程度以下は不純物として含有している。

Ｔｉ　、Ｚｒ　、Ｖ、Ｎｂ　、）（ｆ　＋Ｔａの窒化物
、炭化物、炭窒化物を分散せしめると、硬さを高める効
果がある。一方本発明のごとく、Ｃ含有量が平衡炭素量
（Ｃｅｑ）より、０．１〜０．６高めとなれば、焼入硬
化処理時にオーステナイト結晶粒が粗大化し、マルテン
サイト組綽が粗れて、靭性が極端に低下するのが、従来
の常識であった。

しかし本発明によって’ｒｉ　＋Ｚｒ　、Ｖ、Ｎｂ　、
Ｈｆ　＋Ｔａの窒化物、炭化物、炭窒化物の１種または
２種以上を合計で、２〜１２％を均一に分散せしめるこ
とにより、この欠点を解消することができ、溶融開始温
度直下の高いオーステナイト化温度ψで燐入硬化処理を
行なっても、著しく微細な組織となることを発見した。

すなわち、上Ｈじ窒化物、炭化物、炭窒化物を分散せし
めることがＣ含有量がＣｅｑ　ｉｌより高めとすること
により生じる欠点をうまく榊い、本発明の目的を達成さ
せている。しかし、２％未満では、上記効果が少なく、
一方、１２％を越えると効果が飽和するはかりでなく、
被研削性、靭性を著しく低下させるので、上記窒化物、
炭化物、炭窒化物の分散量は合計で２〜１２％に限定し
た。

窒化物、炭化物、炭窒化物を基質中に均一に分散せしめ
る方法としては、上記の化学組成からなる高速度工具鋼
の粉末を水、カス、油などのアトマイズ法により製造し
、この粉末と窒化物、炭化物。

炭窒化物の粉末とを混合した後、成形、焼結するのが、
最も、適している。

混合に際しては、焼結後の最終炭素含有量をと輪部する
こと、および焼結性を向上させるなどの目的で、黒鉛粉
末、ブラックカーボンなどの炭素粉末を同時に添加混合
するとよい。さらに、Ｃｒ、Ｎｉ。

Ｍｏ　ｔ　Ｗ、　Ｃｕ　＋　Ｃｏ　、　Ｆｅ粉末の１種
または２種以上を合計で５％以下同時に混合させると、
焼結性を向上させる効果がある。

〔実施例〕

次に一実流例に基づいて本発明をさらに詳細に説明する
。

第６図に示す形状の温間鍛造用金型を製作するため、ま
ず第１表に示す組成の金型用素材を準備した。

この素材から金型を製作すると同時に高温硬さと抗折試
験用の試料を製作した。この試料と金型について超硬合
金を除く３材質にＶｉ所定の標準熱処理を施し、表中に
示す硬さを得た。

熱処理後、超硬合金を含む４材質の高温硬さ。

吸収エネルギを測定し、結果をそれぞれ第１図。

第２図に示す。

巣１図に示すように本発明の金型用素材の高温硬さは各
温度において超硬合金製金型素材よυも低いが、溶製材
５ＫＨ５１や粉末高速度油製金型素材に比べ高い値を示
している。また第２図に示すように、本発明の金型用素
材の抗折試験における吸収エネルギは溶製材５ＫＨ５１
や粉末高速度工具鋼製金型素材よりも低い値を示してい
るが、超硬合金製金型素材よりも高い靭性値を有してお
り硬さレベルに見合った良好な靭性値を示している。

また本発明の金型用素材は目標値である６００℃におけ
る高温硬さＨＲＣ６３（ＨＶ７７２）以上と、ＨＲＣ７
２における吸収エネルギ１３０ｈｆ−ｗｍ以上を有して
いることが判明した。

次に上述の４材質の金型を第３図に示すように外ケース
３．内ケース２に組込んで温間鍛造金型を完成した。そ
のうち本発明金型には一部？化処理を施した。

外ケース６、内ケース２は熱関金型用物を用いてＨＲＣ
４８に熱処理した後研削仕上けを行なった。

この後金ｔ１！１に内ケース２を焼成め代０．５．で焼
成めを施し、さらに外ケース６を同じ焼嵌め代で焼成め
を行って、端面の研削仕上けを施した。

第４図に示す鍛造方案にしたがって７００〜７５０℃に
加熱したＪＩＳ　５５５Ｃを鍛造し、金型内径部に焼付
きが生じこのφ付きが被加工材にスリ疵となって転写さ
れ始めた時点を寿命とし、超硬合金の寿命数を１００と
する指数で第１表に併記した。

鍛造試験の結果によれは本発明金型は、超硬合金とほぼ
同等の寿命指数を示し、本発明金型に窒化処理を施した
ものはさらに２０％の寿命向上を示すことが判明した０ 本実施例では金型は焼嵌代、応力計算の結果から６重筒
としたが、場合によっては内ケースと外ケースを一体と
して２Ｎ筒とすることができることは言うまでもない。

〔発明の効果〕

以上述べたように、本発明による温間鍛造用金型は、超
硬合金製金型に比べ靭性が優れ、また寿命も同一レベル
を有し、窒化処理を行なうとさらに寿命向上が達成でき
、工業上極めて有効な発明である。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明に係る本発明金型と従来金型の高温硬さ
を示すグラフ、第２図は本発明金型と従来金型の抗折試
験における吸収エネルギと硬さの関係を示すグラフ、第
６図は温間鍛造金型の一実施例を示す図、第４図は温間
鍛造方案の一実施例を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、平衡炭素量（Ｃｅｑ）が重量比でＣｅｑ＝０．０６
   Ｃｒ＋０．０３３Ｗ＋０．０６３Ｍｏ＋０．２Ｖとする
   とき、Ｃ：２．０〜３．５％の範囲で０．１≦Ｃ−Ｃｅ
   ｑ≦０．６を満足し、さらにＣｒ：３〜１０％、Ｗ：１
   〜２０％、Ｍｏ：１〜１１％（ただし、１８≦Ｗ＋２Ｍ
   ｏ≦２４）、Ｖ：５．６〜１５％、Ｃｏ：１５％以下、
   Ｓｉ２％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｎ：
   ０．１％以下、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる高
   速度工具鋼のアトマイズ粉末を８８〜９０％と、Ｔｉ、
   Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａの窒化物、炭化物、炭窒化
   物の１種または２種以上を合計で２〜１２％を、均一に
   混合した後、成形、焼結してなる超硬度高速度工具鋼を
   用いたことを特徴とする温間鍛造用金型。 ２、超硬度高速度工具鋼が焼入れ焼もどしによりＨＲＣ
   ７２以上の硬さを有し、かつ焼入れ焼もどし後６００℃
   に加熱した時の高温硬さがＨＲＣ６３以上であることを
   特徴とする特許請求の範囲第１項記載の温間鍛造金型。 ３、超硬度高速度工具鋼が硬さＨＲＣ７２における抗折
   試験（試験片：５ｍｍφ×７０ｍｍｌ、支点間距離：５
   ０ｍｍ、中心一点荷重方式）時の吸収エネルギーが１３
   ０ｋｇｆ・ｍｍ以上であることを特徴とする特許請求の
   範囲第１項または、第２項記載の温間鍛造用金型。 ４、超硬度高速度工具鋼を金型に加工後、表面処理を施
   したことを特徴とする特許請求の範囲第１項〜第３項の
   いずれかに記載の温間鍛造用金型。