专利名称：高速工具钢及其制造方法
技术领域：
本发明是涉及具有良好的常温强度、耐磨性及充分的淬硬性，特别是高温强度与韧性优异，工具性能偏差少的高速工具钢，例如，阴模、冲头等锻造工具及模具用高速工具钢及其制造方法。
背景技术：
历来，在热精密压力加工中用的冲头及模具等工具中使用高温强度高的热工具钢JIS·SKD8及高速工具钢系列的SKH51等。但是，由于所述热工具钢的含碳量少，常温强度低，所以有疲劳、磨耗及破损等情况发生。而且，历来的高速工具钢系列的材料还有韧性不足，容易发生破裂及热裂纹等问题。
因此，本发明者为了解决这些问题，提出了改善常温、高温强度及韧性，增强高温耐久性，且抵抗裂纹能力强的钢材(例如专利文献1)。
而且，为了减少钢材中的不纯物(杂质)、减少方向性、延长工具的寿命，历来还采用了电渣熔炼的制造方法(例如专利文献2)。
专利文献1特开平2-8347号公报专利文献2特开平4-111962号公报上述特开平2-8347号公报所记述的发明对提供具有优异工具性能的钢种是有效的。但是，由于高速工具钢为了批量生产而形成大块时碳化物组织容易发生变动，所以即使是由上述钢种达到了充分的工具性能，也需要对其进行管理，使不产生工具性能的偏差。
发明内容
因此，本发明的目的在于解决上述问题，提供能够提高工具性能、性能偏差少的高速工具钢及其制造方法。
为了达到上述目的，本发明者的研究结果发现了工具性能的偏差与碳化物组织的变动有关，研究了通过对此的改善而提高工具寿命，完成了本发明。
就是说，通常的模具等工具，是在退火状态下将工具钢材料机械加工成制品的形状，随后进行淬火·回火调整其硬度，经过最终加工而得到制品工具。发现了该制品工具的工具性能受淬火·回火后钢的碳化物状态很大的影响，该淬火·回火后钢的碳化物状态又受上述原材料的制造过程中制造条件的很大影响。
也就是说，本发明的高速工具钢的特征在于是以质量百分数含有碳(C)0.4～0.9％、硅(Si)1.0％以下、锰(Mn)1.0％以下、铬(Cr)4～6％、钨(W)及钼(Mo)的一种或两种(1/2W+Mo)1.5～6％(其中钨为3％以下)、钒(V)及铌(Nb)的一种或两种(V+Nb)0.5～3％的高速工具钢，基体中分散析出的碳化物的平均粒径为0.5μm以下，且其分布密度为80×103个mm2以上。
而且，本发明的高速工具钢的制造方法的特征在于是以质量百分数含有碳(C)0.4～0.9％、硅(Si)1.0％以下、锰(Mn)1.0％以下、铬(Cr)4～6％、钨(W)及钼(Mo)的一种或两种(1/2W+Mo)1.5～6％(其中钨为3％以下)、钒(V)及铌(Nb)的一种或两种(V+Nb)0.5～3％的高速工具钢的制造方法，将由再熔化法制备的钢块加热至1200～1300℃进行均热处理，之后将表面以至少3℃/min以上的冷却速度冷却至900℃以下。
而且，本发明的高速工具钢的制造方法的特征还在于在加热至1200～1300℃进行均热处理后将表面以至少3℃/min以上的冷却速度冷却至900℃以下之后，经过分块、热成形，进行淬火·回火，或经过分块、热成形后进行机械加工，在机械加工后进行淬火·回火。
所述高速工具钢可以含有质量百分数1％以下的镍(Ni)，进而含有质量百分数5％以下的钴(Co)。
也就是说，上述高速工具钢的成分，是考虑了作用于碳化物的碳量与碳化物形成元素的平衡，减少碳化物的网状分布，使分散有超微细、且适量的碳化物，或者是进而添加适量的镍与铌，提高晶粒的微细化程度与抵抗软化的能力，从而提高工具性能而提出的。
以下，首先对限定本发明所适用的上述高速工具钢的成分范围的理由加以说明。
碳与铬、钨、钼、钒、铌等碳化物形成元素结合，形成复式碳化物，具有提高作为工具所必要的耐磨性，而且一部分固溶于基体起到强化作用。但是，过量的碳会引起碳化物的偏析，不足的情况下不能得到作为工具的适当的硬度。所以，碳为0.4～0.9％。
硅虽然是作为脱氧剂而不可避免的，但当超过1.0％时会使退火硬度增大，冷加工性能下降，所以硅在1.0％以下。另一方面，硅具有使M2C型棒状一次碳化物球状微小化的效果，所以优选含有0.1％以上。
锰能够增加淬硬性，但含量过多时使A1相变点过度低下，使退火硬度增大，冷加工性能下降，所以锰在1.0％以下。还有，为了给予淬硬性，优选含量在0.1％以上。
铬与碳结合形成碳化物，使耐磨性提高的同时还能够使淬硬性提高。但是，过多时助长网状偏析，使冷加工性下降，少了又不能起到效果。所以铬为4～6％。
钨及钼与碳结合形成碳化物，而且还能够固溶于基体，能够增加热处理硬度与提高耐磨性。但是，过多时助长网状偏析，使冷加工性下降。所以，钨(W)及钼(Mo)的一种或两种(1/2W+Mo)为1.5～6％。这里，由于钨超过3％时显著发生偏析、损害韧性，所以钨为3％以下。
钒及铌形成碳化物，能够提高耐磨性与防烧结性。而且在淬火时溶入基体，回火时析出微细且不易聚集的碳化物，能够增大高温区域的软化抵抗力而赋予大的高温耐力。而且，在使晶粒细化而提高韧性的同时，还能够使A1相变点升高，给予优异的高温耐力与提高耐热裂纹性能。而且，铌还能够提高抵抗软化能力与高温强度，抑制淬火时的晶粒粗大化。但是，过多时会生成巨大的碳化物，助长沿热成形方向的裂纹的生长。而且，过低时会引起型表面部的早期软化而不能达到上述效果。所以，钒(V)及铌(Nb)的一种或两种(V+Nb)为0.5～3％。
而且，本发明的高速工具钢除了上述元素之外还可以添加镍与钴。
镍与碳、铬、锰、钨、钼等同时给予优异的淬硬性，形成马氏体主体的组织，改善基体的本质韧性。但是过多时使A1相变点过度低下，使抗疲劳寿命下降，使回火硬度提高机加工性能下降。所以镍为1％以下，优选为0.05％以上。
钴在工具使用中的升温时能够形成极为致密、接合性良好的保护氧化膜，减少与对手材料的金属接触，减低表面的温度上升，得到优异的耐磨性。通过该保护氧化膜的形成，能够由绝热效果，保护作用而提高耐热裂纹性，得到抑制裂纹发生起点的生成的效果。但是，过多时会引起韧性的下降，所以钴为5％以下，优选为0.3％以上。
上述高速工具钢的成分，其余部分实质上为铁，权利要求以外的元素，例如在10％以下，优选在5％以下即可。包含有残余的铁与不纯物所构成的钢。
而且，发明者对模具等工具的破损进行的调查的结果发现，产生早期破损的原因与碳化物的分布有关。就是说，发现了碳化物聚集，在制品钢中析出晶粒尺寸大的碳化物时，成为早期破损的原因。
所以，本发明的高速工具钢的特征为，基体中分散的析出碳化物的平均粒径为0.5μm以下，且其分布密度为80×103个mm2以上，基体中分散有微细且多的碳化物，碳化物不聚集。这里所谓基体中分散是指不包含聚集的碳化物。关于这一点在后面的实施形式中有详细的说明。
而且，为了得到这样的本发明的高速工具钢，优选能够经过电渣熔融及真空电弧熔融等再熔化而得到上述成分的钢块，能够改善大型钢块的钢块偏析。特别是优选采用对减低杂质元素有利的电渣熔融。
进而，通过对上述钢种钢块加热至1200～1300℃进行均热处理，能够使巨大碳化物溶解、组成成分固溶扩散、改善碳化物的分布。优选该均热处理能够在1260～1300℃×10～20h的条件下进行。高速钢的一般均热处理温度为1150℃左右，与此相比，这样本发明的均热处理在比一般高速钢高的温度下进行，是上述成分的本发明的高速钢的特征。
在历来的高速工具钢的制造工序中，为了节省能源，在上述均热处理之后尽量不冷却，原样或者再加热，由压延、锻造等热加工而分块热成形为既定尺寸的钢材。
与此相比，本发明与历来不同，其特征在于，均热处理后将表面温度以至少3℃/min以上的冷却速度冷却至900℃以下，之后，再加热至热加工温度，进行分块、热成形。
由于上述成分的高速工具钢含有碳、钨、钼、钒，所以其组织非常容易受到制造过程中热经历的影响。因此，为了提高工具性能，就必须对热经历进行控制。所以本发明者研究了与上述成分的高速工具钢相对应的均热处理的加热温度与冷却条件，发现均热处理后的冷却条件对组织的控制最有影响，由此提高了材料的工具性能。
就是说，均热处理后将表面以至少3℃/min以上的冷却速度冷却至900℃以下，能够析出微细的碳化物、减少均热处理后钢块冷却时在高温的保持时间、减少尺寸大的碳化物的析出，使得基体中析出微细分散的小晶粒尺寸的碳化物成为可能，达到提高工具性能、防止偏差的效果。
而且，上述淬火·回火的高速工具钢材的夏比(摆锤式)冲击值可达到100J/cm2以上，还得到了200J/cm2以上，偏差也得到了抑制。
也就是说，由历来的方法所得到的高速工具钢，基体中的碳化物聚集，上述淬火回火时基体中分散析出的碳化物减少，基体中分散的0.5μm以下的碳化物的分布密度为10×103个/mm2以下。因此使冲击值下降，热处理后钢材的冲击值下降至50～80J/cm2，成为冲孔工具等早期破损的原因。
根据本发明，通过在所述均热处理后急冷而防止碳化物的聚集析出、抑制夏比冲击值的偏差，由此使高速工具钢材的夏比冲击值达到100J/cm2以上，可防止冲孔工具等的早期破损，能够延长工具的寿命。
图1是表示淬火回火材料的冲击值与析出碳化物粒径关系的图。
图2是表示淬火回火材料的冲击值与析出碳化物分布密度关系的图。
图3是均热处理试验中由表示加热温度与组织变化的400倍的光学显微镜照片而给出的显微组织照片的一例。
图4是表示析出碳化物的观察位置的模式图。
图5是表示均热处理后冷却速度影响的模式图。
图6是将图5的试样以300℃/h的冷却速度冷却至900℃的粒径分布的图。
图7是将图5的试样以30℃/h的冷却速度冷却至900℃的粒径分布的图。
图8是表示生产试验中热模式的例的图。
图9是生产试验中本发明方法与比较方法的析出碳化物的比较显微镜照片。
图10是生产试验中本发明方法与比较方法的析出碳化物的比较扫描电子显微镜(SEM)照片。
图11是表示测定冲击值所使用的10RC缺口夏比试验片的形状。
具体实施例方式
下面对本发明的一个实施方式进行详细说明。在本发明中，首先研究了工具早期破坏的原因。而且，研究了消除该原因所优选的均热处理条件。对于该经过的实施形式，按以下的顺序加以说明。
(工具早期破坏的原因调查)为了调查工具早期破坏的原因，调查了钢材的析出碳化物的平均粒径及分布密度与冲击值的关系。从钢材取试样，1140℃淬火、560℃回火，由C缺口夏比试验测定了冲击值。C缺口夏比试验使用了图11所示形状的10R试验片。该试样结果如图1及图2所示。从这些图确认了冲击值与析出碳化物的平均粒径及分布密度的相关关系。即发现了，为了得到工具特性所要求的100J/cm2以上的冲击值，平均粒径为0.5μm以下，分布密度为80×103个/mm2以上的碳化物不发生聚集的分散是有效的。而且，通过这样对析出碳化物的调整，能够得到所希望的150J/cm2以上、200J/cm2以上的冲击值，且其偏差能够得到抑制。
这里所谓析出碳化物，是指凝固、均热处理、热加工工序中在固相区域所析出、或未固溶的碳化物，总之是指在淬火处理时未溶于基体(未固溶)的碳化物，除去回火时所析出的由SEM及光学显微镜所不能观察到的碳化物。该形态可以在图9的显微镜照片中观察到，图4是其模式图。
由上述结果可知，为了防止工具的早期破坏、改善冲击值，对组织的控制是十分重要的，因此对为控制组织的均热处理条件进行了试验。
(均热处理条件的试验)
由电炉溶化制造表1成分的直径450mm的3t重的钢块，由电渣熔融再熔化得到直径580mm的钢块。
表1(质量％)
对该电渣熔融再熔化所得到的钢块，在1200～1300℃之间变化温度，保温时间为10h的条件下进行均热处理试验。本试验中均热处理后的冷却条件为用40min将钢块的表面温度冷却到900℃(7.5～10℃/min)。从该钢块取下试样，由显微镜试验调查碳化物的固溶状态。各温度的显微镜照片示于图3。
图3(a)是铸造状态(AS CAST)组织的显微镜照片，(b)是1200℃、(c)是1260℃、(d)是1280℃、(e)是1300℃，分别进行10h均热处理后的组织的显微镜照片。由图3可知，关于均热处理的加热温度，1200～1300℃的高温均热处理能够发挥巨大碳化物的固溶效果，对接着的冷却工序中析出微细且大量的碳化物是有利的。特别是优选加热条件为1260～1300℃，以1280℃×10h作为优选的操作标准。
(均热处理后冷却条件的试验)接着调查了均热处理后冷却条件。由上述试验结果将均热处理条件定为1280℃×10h，将上述钢块在该条件下均热处理后，以表面温度在300℃/h～30℃/h的冷却速度冷却至1000℃及900℃，随后空冷制备了试样。
由SEM观察了该试样的析出碳化物。观察的位置如上述图4所示，观察了基体的析出碳化物。图5给出了其结果的模式图。由图5可知，随冷却速度的减小，析出碳化物的颗粒长大。图6及图7中分别表示了以300℃/h及30℃/h的冷却速度冷却至表面温度为900℃的试样中碳化物的计数分布。即，图6的300℃/h(5℃/min)急冷的试样中，0.3μm以下的微细碳化物占据大半，几乎全部都在0.5μm以下，与此相比，冷却速度下降到图7的30℃/h(0.5℃/min)时，析出0.8μm的大的碳化物。
从该试验结果可知，为了改善能够提高上述成分的高速工具钢的工具性能的组织，控制均热处理后的冷却是最为重要的。而且，未发现冷却终了温度为1000℃及900℃的差异。
因此，考虑了实际钢块情况下中心部的温度差，以表面温度至少以3℃/min(180℃/h)以上的冷却速度冷却至900℃以下为标准。优选该冷却速度为5℃/min(300℃/h)以上。而且，本发明方法的冷却速度优选维持到700℃以下。本发明方法可以适用于圆当量直径1500mm以下的再熔化钢块，对1000mm以下的再熔化钢块能够发挥显著的效果。
(生产规模的试验)为了确认上述效果，以生产规模进行了本发明方法与比较方法的均热处理条件的确认试验。图8(a)表示本发明的方法，(b)是比较方法的热模式。在图8(b)的比较方法中，将电渣重熔的钢块在1280℃均热处理后尽量不冷却而移动到加热炉，加热至1100℃的热加工温度，进行压力加工、压延等分块压延加工。与此相比，图8(a)的本发明的方法中，均热处理后用风扇冷却等以3℃/min(180℃/h)以上的冷却速度将表面温度冷却至900～800℃，之后再加热至1100℃的热加工温度，进行压力加工、压延等分块压延加工。随后每一种都由热压延加工得到直径80mm的钢棒。
接着从所述直径80mm的钢棒取样，制作1140℃淬火、560℃回火的试样。由显微镜与SEM对该试样进行观察。图9示其显微镜照片(400倍)；图10示其SEM照片(10000倍)。在每一图中(a)是本发明方法，(b)是比较方法。而且，对10000倍的SEM照片观察，对碳化物的形状进行复制，进行图像分析，观测了碳化物的状态。
其结果是，在本发明方法(a)中，基体中析出的碳化物的平均粒径为0.43μm，分布密度为220×103个mm2以上而分散。而且，在400倍的显微镜照片中15mm圆的面积内直径1～20μm的点状碳化物的数目为20个以下。
与此相比，在比较方法(b)中，基体中析出的碳化物的平均粒径为1.0μm，分布密度为50×103个mm2以上而分散。而且，在400倍的显微镜照片中15mm圆的面积内直径1～20μm的点状碳化物的数目为30～40个。
对上述试样进行冲击试验的结果的一例示于表2。
表2
从表中可知，比较钢中冲击值为110J/cm2左右，且数值的偏差大。与此相比，在本发明钢中，得到了200J/cm2以上的冲击值，且抑制了偏差。由此在锻造冲头等中寿命大幅度增加。
如上所述，本发明的高速工具钢及其制造方法，是以质量百分数含有碳(C)0.4～0.9％、硅(Si)1.0％以下、锰(Mn)1.0％以下、铬4～6％、钨(W)及钼(Mo)的一种或两种(1/2W+Mo)1.5～6％(其中钨为3％以下)、钒(V)及铌(Nb)的一种或两种(V+Nb)0.5～3％的高速工具钢，将通过再熔化法制作的钢块加热至1200～1300℃进行均热处理后将表面以至少3℃/min以上的冷却速度冷却至900℃以下，之后进行分块、热成形。
作为上述元素，进而还可以添加质量百分数1％以下的镍、5％以下的钴。
也就是说，上述高速工具钢的成分，作用于碳化物的碳量与碳化物形成元素的平衡良好，减少碳化物的网状分布，使适量的碳化物微细分散，或者是进而添加适量的镍与铌，提高晶粒的微细化程度与抵抗软化的能力，从而提高工具性能。
由此，由于能够得到在淬火回火状态下基体中分散析出的碳化物的平均粒径为0.5μm以下，且其分布密度为80×103个mm2以上的钢材，所以能够得到没有偏差的200J/cm2以上的冲击值。
由此能够防止成形工具中的早期破损，延长工具的寿命，使生产成本大幅度下降。
如上所述，由本发明的高速工具钢及其制造方法，由于与历来的材料相比能够提高淬火回火后的冲击值，且能够改善偏差，所以能够防止工具的早期破损，使工具的寿命延长，降低生产成本。
权利要求
1.一种高速工具钢，其特征在于是以质量百分数含有C0.4～0.9％、Si1.0％以下、Mn1.0％以下、Cr4～6％、W及Mo的一种或两种(1/2W+Mo)1.5～6％其中W为3％以下、V及Nb的一种或两种(V+Nb)0.5～3％的高速工具钢，基体中分散的析出碳化物的平均粒径为0.5μm以下，且其分布密度为80×103个/mm2以上。
2.根据权利要求1所述的高速工具钢，其特征在于含有质量百分数1％以下的Ni。
3.根据权利要求1所述的高速工具钢，其特征在于含有质量百分数5％以下的Co。
4.一种高速工具钢的制造方法，其特征在于是以质量百分数含有C0.4～0.9％、Si1.0％以下、Mn1.0％以下、Cr4～6％、W及Mo的一种或两种(1/2W+Mo)1.5～6％其中钨为3％以下、V及Nb的一种或两种(V+Nb)0.5～3％的高速工具钢的制造方法，将由再熔化法制备的钢块加热至1200～1300℃进行均热处理，之后将表面温度以至少3℃/min以上的冷却速度冷却至900℃以下。
5.根据权利要求4所述的高速工具钢的制造方法，其特征在于在所述均热处理后将表面以至少3℃/min以上的冷却速度冷却至900℃以下之后，经过分块、热成形，进行淬火·回火。
6.根据权利要求4所述的高速工具钢的制造方法，其特征在于在均热处理后将表面以至少3℃/min以上的冷却速度冷却至900℃以下之后，经过分块、热成形进行机械加工，在机械加工后进行淬火·回火。
7.根据权利要求4～6中任一项所述的高速工具钢的制造方法，其特征在于含有质量百分数1％以下的Ni。
8.根据权利要求4～7中任一项所述的高速工具钢的制造方法，其特征在于含有质量百分数5％以下的Co。
全文摘要
本发明涉及一种高速工具钢，是以质量百分数含有碳(C)0.4～0.9％、硅(Si)1.0％以下、锰(Mn)1.0％以下、铬4～6％、钨(W)及钼(Mo)的一种或两种(1/2W+Mo)1.5～6％(其中钨为3％以下)、钒(V)及铌(Nb)的一种或两种(V+Nb)0.5～3％的高速工具钢，基体中分散析出的碳化物的平均粒径为0.5μm以下，且其分布密度为80×10
文档编号C22C38/00GK1540023SQ20041003337
公开日2004年10月27日 申请日期2004年4月7日 优先权日2003年4月9日
发明者福元志保, 井上启治, 治 申请人:日立金属株式会社