合金工具钢及其制造方法和使用它的模具技术

一种合金工具钢，其特征在于，在退火状态下具有生成２～５ｖｏｌ％Ｍ↓［２３］Ｃ↓［６］型碳化物的组成（其中Ｍ是从Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ中选择的１种或２种或２种以上），而且具有ＭＣ型碳化物及Ｍ↓［６］Ｃ型碳化物的至少任何一种分散析出的淬火回火组织，并且洛氏Ｃ标度硬度在ＨＲＣ５５～ＨＲＣ６６。（*该技术在2023年保护过期，可自由使用*）

【技术实现步骤摘要】

本专利技术涉及适于热模或冷模锻造、锻压、镦锻、剪切等中所用的各种工具的合金工具钢及其制造方法和使用它的模具。
技术介绍
历来，以硬度在55HRC或55HRC以上使用的锻造、锻压、镦锻、剪切等中所用的各种工具主要使用冷作模具钢、马特里克斯高速钢，部分使用高速工具钢。另外，近年随着热锻及温锻技术的提高，也在热锻及温锻中使用高韧性的马特里克斯高速钢等。众所周知，在上述各种用途中使用的马特里克斯高速钢是以高速工具钢为基础，极力抑制碳化物量的钢种(与高速工具钢的基体类似的成分组成的钢)，例如，C0.4～0.8％、Cr3.0～7.0％、Mo1.0～7.0％、W0.1～3.0％、Mo+1/2W2.0～7.0％、V0.5～2.0％、其余实质上由Fe构成的钢等(例如，参照专利文献1)。在这样的马特里克斯高速钢中，由于淬火温度比高速钢低一些，为1100℃或以上，所以不能与历来的热作模具钢、冷作模具钢等(淬火温度例如是1000～1050℃)一同进行热处理，因而就必须另外设置用于仅热处理这种合金的热处理条件。因此，存在热处理费用增高(热作模具钢和冷作模具钢的2倍，高速钢的0.9～1.0倍)的问题。另外，为了使马特里克斯高速钢高韧性化和高硬度化，有关于改善其淬火性的提案(例如，参照专利文献2)。但是，即使在该提案的冷作模具钢中，淬火温度也是1140℃左右，因而与上述马特里克斯高速钢同样，必须另外设置热处理条件的问题没有解决。另外，近年随着热锻·温锻技术的提高，以前的模具存在强度不足、不能达到充分的寿命的情况和韧性低、早期破坏的情况等问题。因此，将比历来有更高强度的热作模具钢或更高韧性的马特里克斯高速钢用于模具的需求也增高。专利文献1特开平11-229031号公报专利文献2特开平7-316739号公报
技术实现思路
本专利技术的目的在于，提供与历来的马特里克斯高速钢相比淬火温度低，是1100℃或1100℃以下的淬火温度、希望可在与历来的热作模具钢、冷作模具钢等的淬火温度(例如1000～1050℃)同程度的温度下进行淬火、热处理后的硬度、韧性等特性具有与历来相同程度的合金工具钢及其制造方法，以及使用它的模具。为解决上述课题，本专利技术人对于合金工具钢的热处理前(退火状态)的碳化物的种类·数量、淬火温度、回火后的硬度的关系进行了反复深入研究，结果发现，在使碳化物的种类·数量适当化的情况下，就可以在1100℃或以下进行淬火，而且可以使在500℃或以上进行回火后的最高硬度成为HRC(洛氏C标度硬度)55或HRC55以上。即，本专利技术的合金工具钢的特征在于，在退火状态下具有生成2～5vol％M23C6型碳化物的组成(其中，M是从Fe、Cr、Mo、W、V、Nb中选择的1种或2种或2种以上)，而且具有MC型碳化物及M6C型碳化物的至少任何一种分散析出的淬火回火组织，并且洛氏C标度硬度在HRC55或HRC55以上、HRC66或HRC66以下。这里，M23C6型碳化物，其固溶温度是比较低的温度，是通过向基体固溶而对于确保硬度有贡献的碳化物。另一方面，MC型碳化物及M6C型碳化物是在1100℃或以下的低温淬火中难以固溶于基体中、对于硬度提高贡献小的碳化物。另外，MC、M6C型碳化物是硬质的，粗大残留时，会使韧性(冲击值)大幅度地降低。因此，通过在淬火时使难以向基体固溶的碳化物、也就是使MC型碳化物及M6C型碳化物微细地少量分散，就可以防止晶粒的粗大化，以确保韧性。为了确保必要的硬度(将硬度的下限定为HRC55)，在回火状态下，M23C6型碳化物必须在2vol％或2vol％以上。另一方面，其上限没有特别地限定，但超过5vol％时，制作马特里克斯高速钢是不现实的。另外，硬度的上限也没有特别地限定，但超过HRC66时，制作马特里克斯高速钢也是不现实的。另外，具体地说，通过在950℃～1100℃(更优选1000℃～1050℃)的温度下进行淬火，在500℃或500以上、不到700℃的温度下进行回火就可以得到本专利技术的合金工具钢。另外，以质量％计，本专利技术的合金工具钢含有Fe79.135～93.75％、C0.50～0.80％、Si0.10～2.00％、Mn0.10～1.00％、P0.050％或0.050％以下、S0.015％或0.015％以下、Cu1.00％或1.00％以下、Ni1.00％或1.00％以下、Cr4.50～6.00％、Mo0.05～5.00％、W5.00％或5.00％以下、V0.05～1.00％、Nb0.50％或0.50％以下，而且，2×Mo(％)+W(％)在2或2以上、10或10以下。以下，叙述对于各数值范围限定的理由。Fe(铁)79.135～93.75％Fe是构成钢的必须的元素，因此作为主成分而被含有。为此必须添加79.135％或79.135％以上。另外，超过93.75％时，作为合金工具钢就不能含有其它必要的添加成分。即，本专利技术的合金工具钢除以下列举的添加成分外的其余部分实质上由Fe构成。C(碳)0.50～0.80％C与Fe、Cr、Mo、W、V、Nb等碳化物形成元素结合而形成碳化物。由于淬火时C向基体固溶，与固溶的Cr、Mo、W、V、Nb等元素结合，作为碳化物析出而赋予二次硬化，所以可以确保回火时的回火硬度。为了确保淬火·回火后最低限的硬度，C的添加量必须在0.50％或0.5％以上。另一方面，C的添加量过分增加时，淬火时残留的硬质碳化物量增加，将导致作为在模具用途中使用的工具钢的重要特性之一的冲击值的降低，因而为防止于此，将上限定为0.80％。这样，就能够确保稳定的硬度-韧性。Si(硅)0.10～2.00％Si主要作为脱氧剂而被添加，同时能固溶于碳化物和基体两者中，赋予硬度的增大。因此，添加0.10％或0.10％以上。另一方面，为了防止因添加Si引起的热加工性的降低或韧性的降低，将上限定为2.00％。Mn(锰)0.10～1.00％Mn作为脱氧元素或作为提高淬透性元素而被使用。Mn的添加量过度增加时，发生热加工性的降低，因而将上限定为1.00％。另外，在少量含有不可避免的S的场合下，Mn可以将劣化热加工性的杂质S固定，具有防止热加工性劣化的效果，因此将下限定为0.10％。P(磷)0.050％或0.050％以下P不可避免地存在于熔化的原料中。随P浓度的上升，会成为晶界脆化的主要原因。因此，将上限定为0.050％或0.050％以下。另外，为了进一步抑制晶界脆化，优选将P定为0.020％或0.020％以下，这样将更为有效。另外，即使将上限定为0.1％，有时也能够得到其效果。S(硫)0.015％或0.015％以下S不可避免地存在于熔化的原料中。另外，在提高被切削性的目的时，也可以与Mn同时添加。但是，硫化物的形成增加时，材料的韧性显著劣化。因此，将添加量(混入量)的上限定为0.015％。Cu(铜)1.00％或1.00％以下Cu多量添加时会显示热脆性，降低热加工性，因而，将其上限定为1.00％。另外，也可以将其上限定为0.25％。Ni(镍)1.00％或1.00％以下Ni多量添加时，在淬火·回火后还残留残余γ，使韧性降低。因此，作为不发生该问题的上限值，定为1.00％或1.00％以下。另外，也可以将上限定为0.25％。Cr(铬)4.50～6.00％(优选5.0本文档来自技高网...

【技术保护点】

【技术特征摘要】

【专利技术属性】
技术研发人员：尾崎公造，
申请(专利权)人：大同特殊钢株式会社，
类型：发明
国别省市：