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TW201527549A - 高速工具鋼及其製造方法 - Google Patents

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TW201527549A
TW201527549A TW103125359A TW103125359A TW201527549A TW 201527549 A TW201527549 A TW 201527549A TW 103125359 A TW103125359 A TW 103125359A TW 103125359 A TW103125359 A TW 103125359A TW 201527549 A TW201527549 A TW 201527549A
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Abstract

本發明係關於一種高速工具鋼，依質量%，包含0.40~0.90%的C、1.00%以下的Si、1.00%以下的Mn，4.00~6.00%的Cr、以關係式(Mo+0.5W)所求得之含量為1.50~6.00%的W及Mo之中的1種或2種，以及以關係式(V+Nb)所求得之含量為0.50~3.00%的V及Nb之中的1種或2種；N的含量在0.0200質量%以下；剩餘部分係由Fe及雜質所構成；剖面組織中的碳化物的等效圓直徑的最大值為1.00μm以下。

Description

高速工具鋼及其製造方法
本發明係關於一種用於拉線模、衝模等工具的高速工具鋼及其製造方法。
以往，作為用於溫熱加工的拉線模或衝模等的各種工具的材料，係使用高速工具鋼之代表鋼種、即低合金的高速工具鋼，其相對於SKH51的成分組成，降低C(碳)及與C一起形成碳化物的Mo、W及V之含量，藉此提升韌性。接著，關於該低合金的高速工具鋼，有人提出一種高速工具鋼，係在對該高速工具鋼的成分組成所構成的鋼塊進行1200~1300℃的高溫的均熱處理(Soaking)之後，以3℃/分鐘以上的冷卻速度，使鋼塊的表面溫度成為900℃以下，進行冷卻，藉此抑制組織中的碳化物在淬火回火後凝集，而使得碳化物的平均粒徑為0.5μm以下，且使其分布密度為80×103 個/mm2 以上，進而提高韌性(下述專利文獻1)。
【專利文獻1】  日本特開2004-307963號公報
【發明所欲解決之課題】
專利文獻1的方法，有效地提升低合金的高速工具鋼的韌性。 然而，即使是以專利文獻1的方法所製造的高速工具鋼，在其淬火回火後的組織中，亦具有各粒徑超過0.5μm之碳化物不少的情況。因此，專利文獻1的方法中，亦具有無法充分得到提升高速工具鋼之韌性的效果的情況。
本發明之目的，係提供一種更提升韌性之高速工具鋼及其製造方法。 【解決課題之手段】
解決該課題的具體手段，如以下所述。 ＜1＞ 一種高速工具鋼，依質量%包含0.40~0.90%的C、1.00%以下的Si、1.00%以下的Mn、4.00~6.00%的Cr、以關係式(Mo+0.5W)所求得之含量為1.50~6.00%的W及Mo之中的1種或2種、及以關係式(V+Nb)所求得之含量為0.50~3.00%的V及Nb之中的1種或2種；N的含量為0.0200質量%以下，剩餘部分係由Fe及雜質所構成；剖面組織中的碳化物的等效圓直徑(equivalent circle diameter)的最大值為1.00μm以下。 ＜2＞ 如＜1＞之高速工具鋼，其中，更包含1.00質量%以下的Ni。 ＜3＞ 如＜1＞或＜2＞之高速工具鋼，其中，更包含5.00質量%以下的Co。 ＜4＞ 如＜1＞~＜3＞中任一項之高速工具鋼，其中，Si的含量為0.20質量%以下。 ＜5＞ 如＜1＞~＜4＞中任一項之高速工具鋼，其中，硬度為45HRC以上。
＜6＞ 一種高速工具鋼的製造方法，其特徵為包含： 準備下述鋼塊的步驟：依質量%，包含0.40~0.90%的C、1.00%以下的Si、1.00%以下的Mn、4.00~6.00%的Cr、以關係式(Mo+0.5W)所求得之含量為1.50~6.00%的W及Mo之中的1種或2種，以及以關係式(V+Nb)所求得之含量為0.50~3.00%的V及Nb之中的1種或2種，N的含量為0.0200質量%以下，剩餘部分係由Fe及雜質所構成的鋼塊； 均熱處理步驟，藉由將該鋼塊加熱至1200~1300℃以進行均熱處理； 冷卻步驟，在將該均熱處理步驟後的該鋼塊冷卻至該鋼塊之表面溫度為900℃以下的過程中，至少在該表面溫度下降至1000℃以下、超過900℃之範圍內的溫度T1以後，以該表面溫度的冷卻速度為3℃/分鐘以上的條件，將該表面溫度冷卻至900℃以下； 熱加工步驟，將該冷卻步驟後的該鋼塊再加熱至超過900℃的熱加工溫度，對該經再加熱的鋼塊進行熱加工，以使其成為鋼材；及 淬火回火步驟，對該鋼材進行淬火回火。
＜7＞ 如＜6＞之高速工具鋼的製造方法，其中，該冷卻步驟，係在該鋼塊的表面溫度下降至該溫度T1之前，以該表面溫度的冷卻速度未滿3℃/分鐘的條件冷卻該鋼塊。 ＜8＞ 如＜6＞或＜7＞之高速工具鋼的製造方法，其中，該準備步驟中所準備的該鋼塊，係藉由對以去氧精煉法所精煉之溶鋼進行鑄造所得之鋼塊。 ＜9＞ 如＜8＞之高速工具鋼的製造方法，其中，該準備步驟中所準備的該鋼塊，係對於以去氧精煉法精煉的溶鋼進行鑄造而得到再溶解用電極，並使用所得之再溶解用電極，以再溶解法所得到的鋼塊。 ＜10＞ 如＜6＞~＜9＞中任一項之高速工具鋼的製造方法，其中，在該準備步驟中所準備的該鋼塊，更包含1.00質量%以下的Ni。 ＜11＞ 如＜6＞~＜10＞中任一項之高速工具鋼的製造方法，其中，該準備步驟中所準備的該鋼塊，更包含5.00質量%以下的Co。 ＜12＞ 如＜6＞~＜11＞中任一項之高速工具鋼的製造方法，其中，該準備步驟中所準備的該鋼塊，Si的含量為0.20質量%以下。 ＜13＞ 如＜6＞~＜12＞中任一項之高速工具鋼的製造方法，其中，在該淬火回火步驟中，藉由該淬火回火，將鋼材的硬度調整為45HRC以上。 ＜14＞ 如＜6＞~＜13＞中任一項之高速工具鋼的製造方法，其中，在該熱加工步驟後，該淬火回火步驟之前，更包含機械加工步驟，其對該鋼材進行機械加工，以使其成為工具形狀； 該淬火回火步驟，係對於因機械加工而形成工具形狀的鋼材進行淬火回火。 【發明效果】
根據本發明，可更提升高速工具鋼的韌性。
本說明書中，表示各成分(各元素)含量的「%」，係表示「質量%」。 又，本明細書中，使用「~」表示的數值範圍，係表示分別將「~」前後所記載之數值作為最小值及最大值而包含於其中的範圍。 又，本明細書中，單位「HRC」所表示的「硬度」，係JIS G 0202(2013)所規定之C刻度的洛克威硬度。
以下，詳細說明本發明之高速工具鋼及其製造方法。
＜高速工具鋼＞ 本發明的高速工具鋼，依質量%，包含：0.40~0.90%的C(碳)、1.00%以下的Si(矽)、1.00%以下的Mn(錳)、4.00~6.00%的Cr(鉻)、以關係式(Mo+0.5W)所求得之含量為1.50~6.00%的W(鎢)及Mo(鉬)之中的1種或2種，及以關係式(V+Nb)所求得之含量為0.50~3.00%的V(釩)及Nb(鈮)之中的1種或2種；N(氮)的含量為0.0200質量%以下；剩餘部分由Fe(鐵)及雜質所構成；剖面組織中的碳化物的等效圓直徑的最大值為1.00μm以下。
本發明中，高速工具鋼的剖面組織中的「碳化物」的概念，不僅是不含氮的碳化物，亦具有含氮的碳化物(亦即，碳氮化物)。
本發明的高速工具鋼，如上所述，N的含量為0.0200質量%以下。 N係鑄造後的鋼塊無法避免含有的雜質元素。
一般而言，完全在大氣環境之下調整鑄造前之溶鋼的成分組成的情況下，鑄造後的鋼塊中，通常含有0.0300%左右或是其以上的N。 N係與碳化物形成元素、即V或Nb親和性強的元素。 因此，包含大量N的高速工具鋼，在鑄造時的凝固過程中，在V或Nb與C鍵結而析出碳化物(共晶碳化物)之前，即與N鍵結而析出氮化物。接著，因為在該氮化物的周圍析出碳化物，而形成碳氮化物。 該碳氮化物係熱穩定的化合物。 因此，若鋼塊中大量形成該碳氮化物，在下一步驟的均熱處理步驟或熱加工步驟中，難以使該碳氮化物固溶於基材中。其結果，經過均熱處理步驟及熱加工步驟所製造的高速工具鋼(包含工具製品，以下相同)的組織中，大量殘留該碳氮化物，使得高速工具鋼的韌性低落。接著，因為該碳氮化物成為破壞的起點，而容易發生高速工具鋼的早期破裂，甚至減少高速工具鋼的壽命。
鑒於上述的問題，本發明的高速工具鋼，為了抑制該碳氮化物的形成量，而使N的含量為0.0200%以下。 藉此，可將鋼塊中析出的該碳氮化物的形態，改變成不含氮的碳化物的形態。 不含氮的碳化物，在均熱處理等之中，容易固溶於基材中。因此，藉由使N的含量為0.0200%以下，可使高速工具鋼中所分布的碳化物更細微，故可更加提升高速工具鋼的韌性。
又，如上所述，本發明的高速工具鋼，剖面組織中的碳化物的等效圓直徑的最大值為1.00μm以下。
關於碳化物的粒徑，上述專利文獻1所記載之高速工具鋼中，碳化物的平均粒徑為0.5μm以下。 然而，根據本案發明人的研究，得知即便是高速工具鋼中的碳化物的平均粒徑在0.5μm以下的情況下，亦具有該高速工具鋼中存在粒徑遠超過1.00μm的碳化物的情況。更進一步，亦得知因為此粗大碳化物的存在，而具有無法充分提升高速工具鋼之韌性的情況。 關於該等的問題，本發明的高速工具鋼，藉由使剖面組織中的碳化物的等效圓直徑的最大值為1.00μm以下，更提升高速工具鋼的韌性。 高速工具鋼的剖面組織中的碳化物的等效圓直徑的最大值若超過1.00μm，則粒徑大的碳化物(特別是等效圓直徑超過1.00μm的碳化物)容易成為破壞的起點，而導致高速工具鋼的韌性低落。等效圓直徑超過1.00μm的碳化物，係在淬火步驟中，於淬火溫度(約900℃以上的沃斯田鐵化溫度)下完全不固溶於基材中的碳化物(未固溶碳化物)。
此外，本發明的高速工具鋼，只要是剖面組織中的碳化物的等效圓直徑的最大值為1.00μm以下即可，在滿足該條件的情況中，碳化物的平均粒徑當然亦可為0.5μm以下。
如以上所述，本發明之高速工具鋼，藉由使N的含量為0.0200%以下，及使剖面組織中的碳化物的等效圓直徑的最大值為1.00μm以下，與以往的高速工具鋼(例如專利文獻1之高速工具鋼)相比，更提升韌性。
本發明的高速工具鋼中，N的含量宜為0.0180%以下，較宜為0.0150%以下。 本發明的高速工具鋼中，N含量的下限雖無特別限制，但N含量的下限，可為例如0.0005%，另外，亦可為0.0010%。
又，本發明的高速工具鋼中，如上所述，剖面組織中的碳化物的等效圓直徑的最大值雖為1.00μm以下，但該等效圓直徑的最大值宜為0.90μm以下，較宜為0.80μm以下。
又，本發明的高速工具鋼中，更進一步，亦可使碳化物的分布密度為80×103 個/mm2 以上。藉由使碳化物的分布密度變大，可使淬火回火後的舊沃斯田鐵粒徑變細，而可更提升高速工具鋼的韌性。
本發明中，為了特定碳化物的等效圓直徑的最大值及碳化物的分布密度，以例如倍率4000倍的掃描式電子顯微鏡，使總畫面面積為5000μm2 以上，即可充分觀察高速工具鋼的剖面組織以進行特定。 接著，在特定該碳化物時的高速工具鋼，一般而言，具有各種工具製品的形狀。該工具製品的形狀中，具有可能因該碳化物引起破裂的部位，例如，該工具製品的作業面，特別是在該作業面之中，與其他構件接觸的邊角部(外角部、內角部)。因此，可使特定該碳化物的高速工具鋼的部位為例如，包含該邊角部的剖面組織。 對工具的韌性影響甚大的碳化物，係在淬火步驟中，於淬火溫度(約900℃以上的沃斯田鐵化溫度)下完全不固溶於基材中的碳化物(未固溶碳化物)。
又，本發明的高速工具鋼，硬度宜為45HRC以上。 在將本發明的高速工具鋼用於各種工具時，藉由使其使用硬度為45HRC以上，可賦予工具優良的拉伸強度。特別是，在使用於各種熱壓工具的情況中，其藉由使其使用硬度(室溫下的硬度)為45HRC以上，可賦予在高溫下的優良拉伸強度。 本發明的高速工具鋼，硬度較宜為45HRC~60HRC。
本發明的高速工具鋼的成分組成，除了N含量以外的基本構成中，與專利文獻1的高速工具鋼的成分組成相同。 以下，說明本發明的高速工具鋼的N以外的各成分。
‧0.40~0.90%的C C，係藉由與Cr、Mo、W、V、Nb等的碳化物形成元素鍵結而產生硬的複碳化物，進而對於高速工具鋼賦予耐磨耗性的元素。另外，C的一部分，固溶於基材中而強化基材。藉此，C的一部分，賦予淬火回火後的麻田散鐵組織硬度。然而，過量的C助長碳化物的偏析。因此，使C的含量為0.40~0.90%。
‧1.00%以下的Si Si通常在溶解步驟中作為去氧劑使用，係鑄造後的鋼塊無法避免含有的元素。然而，若Si的含量過多，則使高速工具鋼的韌性低落。因此，使Si的含量為1.00%以下。此外，Si具有將M2 C型之棒狀的一次碳化物球狀地細微化的作用。因此，宜使Si的含量為0.10%以上。 又，Si的含量，從以下的觀點來看，宜為0.20%以下。 亦即，Si的含量為0.20%以下的情況中，具有導致使一次碳化物球狀地細微化之作用變弱的傾向。因此，Si為0.20%以下的情況中，與Si超過0.20%的情況相比，使N含量為0.0200%以下所造成的效果，以及使剖面組織中碳化物的等效圓直徑的最大值在1.00μm以下所造成的效果更加顯著。
‧1.00%以下的Mn Mn與Si相同，在溶解步驟中作為去氧劑使用，係鑄造後的鋼塊無法避免含有的元素。然而，若Mn的含量過多，則A1 變態點過度降低，使得退火硬度變高，導致高速工具鋼的機械加工性(切削性)低落。因此，使Mn的含量在1.00%以下。此外，Mn具有提升淬火性的作用。因此，宜為0.10%以上。
‧4.00~6.00%的Cr Cr係與C鍵結形成碳化物，而提升高速工具鋼之耐磨耗性的元素。另外，Cr係對於提升高速工具鋼的淬火性有所貢獻的元素。然而，若Cr的含量過多，則助長帶狀(banded)偏析，使得高速工具鋼的韌性低落。因此，使Cr的含量為4.00~6.00%。
‧以關係式(Mo+0.5W)所求得之含量為1.50~6.00%的W及Mo之中的1種或2種 W及Mo，與C鍵結形成碳化物，另外，係在淬火時固溶於基材中而使硬度增加，進而提升高速工具鋼的耐磨耗性的元素。然而，若W及Mo的含量過多則助長帶狀偏析，導致高速工具鋼的韌性低落。
關於上述的作用效果，W及Mo的含量，係指以關係式(Mo+0.5W)所求得的含量。關係式(Mo+0.5W)中，「Mo」表示Mo(鉬)的含量(%)，「W」表示W(鎢)的含量(%)。 本發明的高速工具鋼，係以關係式(Mo+0.5W)所求得之含量作為W及Mo之中的1種或2種的含量，其為1.50~6.00%。 本發明的高速工具鋼，可僅含有W及Mo之中的1種(一方)，亦可含有W及Mo之中的2種(兩方)。亦即，關係式(Mo+0.5W)中的「Mo」及「W」的任一者亦可為0%。
此外，W相較於Mo，具有助長帶狀偏析的能力，而容易損及高速工具鋼的韌性。因此，宜使高速工具鋼中的W含量為3.00%以下(在該關係式(Mo+0.5W)中的0.5W的情況下，則為1.50%以下)。
‧以關係式(V+Nb)所求得之含量為0.50~3.00%的V及Nb之中的1種或2種 V及Nb，與C鍵結形成碳化物，其提升高速工具鋼的耐磨耗性及耐烘烤性。另外，V及Nb在淬火時固溶於基材中，並在回火時析出細微且難以凝集的碳化物，藉此提升高速工具鋼在高溫環境下的軟化電阻，而賦予優良的耐高溫能力。接著，V及Nb在使晶粒變得細微的同時，A1 變態點亦上升，而亦提升高速工具鋼的韌性及耐熱裂縫性。然而，若V及Nb的含量過多，則產生大的碳化物，而助長在作為工具使用時產生裂縫的情形。
關於上述的作用效果，V及Nb的含量，係指以關係式(V+Nb)所求得的含量。 本發明之高速工具鋼中，係將V及Nb之中的1種或2種的含量，作為以關係式(V+Nb)所求得之含量，其為0.50~3.00%。 關係式(V+Nb)中，「V」表示V(釩)的含量(%)，「Nb」表示Nb(鈮)的含量(%)。 本發明的高速工具鋼，亦可僅含有V及Nb之中的1種(一者)，亦可含有V及Nb之中的2種(兩者)。亦即，關係式(V+Nb)中的「V」及「Nb」的任一者亦可為0%。 以關係式(V+Nb)所求得的含量，宜為1.50%以下。
此外，Nb與V相比，軟化電阻、提升高溫強度的效果以及抑制結晶粒粗大化的效果優良。因此，本發明的高速工具鋼中宜含有Nb(亦即，Nb含量超過0%)。
‧Ni宜為1.00%以下 Ni賦予高速工具鋼優良的淬火性。藉此，可形成以麻田散鐵為主體的淬火組織，而能夠改善基材本身所具有的本質的韌性。然而，若Ni的含量過多使得A1 變態點過度降低，導致高速工具鋼的退火硬度變高，高速工具鋼的機械加工性降低。因此，即使是高速工具鋼含Ni的情況，Ni的含量亦宜為1.00%以下。接著，在高速工具鋼含有Ni的情況中，Ni的含量宜為0.05%以上。
‧Co宜為5.00%以下 Co具有在使用中的工具被升溫時，於該工具的表面形成極為緻密、密合性良好的保護氧化被膜之效果。藉此，減少該工具的表面與對象材料的金屬接觸，使得該工具表面之溫度的上升減少，而使該工具的耐磨耗性優良。接著，藉由形成該保護氧化被膜，增加隔熱效果，亦提升耐熱裂縫性。然而，若Co的含量過多，則高速工具鋼的韌性低落。因此，即便是高速工具鋼含有Co的情況，亦宜使Co的含量為5.00%以下。接著，在高速工具鋼含有Co的情況中，Co的含量宜為0.30%以上。
其他，本發明的高速工具鋼中，作為無法避免的雜質元素，亦可包含例如，S(硫黄)及P(磷)。 若S的含量過多，則阻礙高速工具鋼的熱加工性，故宜將S的含量規定在0.0100%以下。S的含量較宜為0.0050%以下。 若P的含量過多則導致高速工具鋼的韌性劣化，故宜將P的含量規定在0.050%以下。P的含量較宜為0.025%以下。
製造本發明之高速工具鋼的方法雖無特別限制，但可舉例如下述製造方法：對於具有本發明之高速工具鋼的成分組成的鋼塊，依序實施均熱處理(宜為藉由將鋼塊加熱至1200~1300℃所進行的均熱處理)、冷卻(宜使均熱處理後的鋼塊的鋼塊表面溫度下降至900℃以下以進行冷卻)、熱加工(宜為使冷卻後的鋼塊再加熱至超過900℃所進行的熱加工)、以及淬火回火(宜為淬火溫度900℃以上，回火溫度500~650℃的淬火回火)。此處，亦可在熱加工與淬火回火之間，對鋼材進行機械加工，以使其成為工具形狀。 即便是上述的製造方法之中，只要根據如後所述的本發明之高速工具鋼的製造方法，則特別容易製造本發明的高速工具鋼。
＜高速工具鋼的製造方法＞ 本發明的高速工具鋼的製造方法(以下亦稱「本製造方法」)，包含： 準備步驟，準備下述鋼塊構成的鋼塊：依質量%，包含0.40~0.90%的C、1.00%以下的Si、1.00%以下的Mn、4.00~6.00%的Cr、以關係式(Mo+0.5W)所求得之含量為1.50~6.00%的W及Mo之中的1種或2種，及以關係式(V+Nb)所求得之含量為0.50~3.00%的V及Nb之中的1種或2種；N的含量為0.0200質量%以下，剩餘部分係由Fe及雜質； 均熱處理步驟，藉由將該鋼塊加熱至1200~1300℃，以進行均熱處理； 冷卻步驟，在將該均熱處理步驟後的該鋼塊冷卻至該鋼塊的表面溫度為900℃以下的過程中，至少在使該表面溫度下降至1000℃以下、超過900℃之範圍內的溫度T1以後，以該表面溫度的冷卻速度為3℃/分鐘以上的條件，將該表面溫度冷卻至900℃以下； 熱加工步驟，將該冷卻步驟後的該鋼塊再加熱至超過900℃的熱加工溫度，對該經再加熱的鋼塊進行熱加工，以使其成為鋼材；及 淬火回火步驟，對該鋼材進行淬火回火。
本說明書中，僅將鋼塊的表面溫度的冷卻速度稱為「冷卻速度」。
本案發明人，討論專利文獻1中所提出的包含均熱處理的高速工具鋼的製造方法的細節。其結果確認，1200~1300℃的高溫均熱處理，對於如專利文獻1之低合金的成分組成的高速工具鋼來說，確實可有效地使鋼塊中的碳化物固溶。 然而，本案發明人發現，若該均熱處理後的冷卻過程的管理不適當，則具有未固溶或新析出的碳化物粗大化的情況。於是，本案發明人進而發現，藉由適當管理該冷卻條件，可抑制冷卻過程中的該碳化物的粗大化，結果可更加使高速工具鋼的組織中的碳化物細微化。更進一步，本案發明人更發現，為了維持該適當的冷卻條件所造成的碳化物細微化的效果，亦對於成為均熱處理之對象的鋼塊本身，具有最適當的成分組成，而達到本發明之高速工具鋼的製造方法。
亦即，本發明的高速工具鋼的製造方法，係使用N的含量在質量%下為0.0200%以下的鋼塊。因此，如「高速工具鋼」的項次中所說明，可使所製造之高速工具鋼中分布的碳化物更加細微，故可製造韌性更為提升的高速工具鋼。
更進一步，本製造方法中，將成為均熱處理對象的鋼塊中的N含量調整為0.0200%以下，其與本製造方法中的冷卻步驟相同，在使組織中的碳化物(包含碳氮化物)變得細微方面具有重要的作用。以下詳細說明。
首先，依照專利文獻1的方法，在鋼塊中因結晶化而析出的該碳化物，可藉由下一步驟、即1200~1300℃的均熱處理，固溶於基材中。接著，該均熱處理後的冷卻過程中，以3℃/分鐘以上的冷卻速度，使鋼塊的表面溫度冷卻至900℃以下，藉此可抑制V或Nb的碳化物的析出及成長。 然而，實際的操業中，難以將剛結束均熱處理的鋼塊，以3℃/分鐘以上的冷卻速度，從其均熱處理溫度冷卻至該900℃以下的溫度。亦即，在實際的操作中，到將鋼塊從均熱爐取出為止的期間，進行冷卻速度未滿3℃/分鐘的徐冷(亦即，在均熱處理爐內進行爐冷等)，在開始以該冷卻速度所進行的冷卻時，鋼塊的表面溫度實際上已從該均熱處理溫度下降。 接著，根據本案發明人的研究而得知，在該鋼塊的表面溫度下降至1000℃附近時，已大量析出V及Nb的碳化物，且亦開始成長。
於是，藉由將成為均熱處理對象的鋼塊中的N含量調整為0.0200%以下，可在該均熱處理後的冷卻過程中，使該碳化物析出成長的溫度下降。具體而言，可將該碳化物析出成長的溫度，下降至鋼塊的表面溫度為1000℃以下。接著，因為該碳化物的析出及成長溫度下降，即使從均熱處理爐取出之鋼塊的表面溫度下降至1000℃附近，只要以3℃/分鐘以上的冷卻速度進行其後的冷卻，就可抑制該碳化物的析出及成長，故可確實達成碳化物的細微化。
因此，本製造方法中，使用N含量為0.0200%以下的鋼塊作為成為均熱處理對象的鋼塊，且具有至少在鋼塊的表面溫度下降至包含於1000℃以下、超過900℃之範圍內的溫度T1以後，以該表面溫度的冷卻速度為3℃/分鐘以上的條件，將該表面溫度冷卻至900℃以下的冷卻步驟，藉此可更確實地達成碳化物的細微化。因此，根據本製造方法，相較於以往的高速工具鋼(例如專利文獻1所記載的高速工具鋼)，可製造韌性更加提升的高速工具鋼。 根據本製造方法，例如，可製造剖面組織中的碳化物的等效圓直徑的最大值為1.00μm以下高速工具鋼(例如，上述的本發明的高速工具鋼)。
又，根據本製造方法，因為具有該冷卻步驟，故可達到使均熱處理後之鋼塊處理時間更充裕的效果。
以下，說明本製造方法的各步驟。
-準備步驟- 準備步驟，係準備下述鋼塊的步驟：依質量%，包含0.40~0.90%的C、1.00%以下的Si、1.00%以下的Mn、4.00~6.00%的Cr、以關係式(Mo+0.5W)所求得之含量為1.50~6.00%的W及Mo之中的1種或2種、及以關係式(V+Nb)所求得之含量為0.50~3.00%的V及Nb之中的1種或2種；N的含量為0.0200質量%以下，剩餘部分係由Fe及雜質所構成。 準備步驟係方便上的步驟。 準備步驟，亦可為製造鋼塊的步驟，亦可為在製造高速工具鋼之前，準備預先製造之鋼塊的步驟。
關於準備步驟中所準備的鋼塊的成分組成，與前述之本發明的高速工具鋼的成分組成相同，較佳範圍亦相同。
此外，實際的操作中，一次溶解處理的溶鋼量較多。因此，僅藉由大氣溶解將鋼塊中的N含量下降至0.0200%以下並不容易。 在欲藉由大氣溶解將鋼塊中的N的含量降低至0.0200%以下的情況中，不得不使用減少N含量的高級原料來作為溶解前的原料，在成本方面不利。 於是，本製造方法中，準備步驟中所準備的鋼塊，宜為藉由對以去氧精煉法精煉的溶鋼進行鑄造所得之鋼塊。 作為去氧精煉法，可舉例如：LF法、ASEA-SKF法、VAD法、VOD法等的各種盛桶精煉法；RH法、DH法等的各種真空脫氣法。
又，實際的操作中，因為各鋼塊較大，故可能使鋼塊中的偏析變大。 於是，在準備步驟中所準備的鋼塊，宜為對以去氧精煉法精煉之溶鋼進行鑄造而得到再溶解用電極，再使用所得之再溶解用電極，藉由再溶解法所得的鋼塊。藉由實施再溶解法，可改善鋼塊中的偏析。 作為再溶解法，可舉例如：電渣再溶解法、真空電弧再溶解法、電漿電弧再溶解法、電子束再溶解法等。特別是電渣再溶解法，因為使用熔渣，故有利於降低S等的雜質元素。
-均熱處理步驟- 均熱處理步驟，係將以準備步驟所準備的鋼塊加熱至1200~1300℃而進行均熱處理的步驟。 均熱處理步驟中，以與專利文獻1相同的方法，將該成分組成的鋼塊以1200~1300℃的高溫進行均熱處理，藉此使在鑄造時的巨大碳化物固溶，且使其組成成分固溶擴散，而可改善碳化物的分布。 均熱處理的溫度為1200~1300℃，宜為1260~1300℃。 又，均熱處理的時間宜為10~20小時。 此外，高速工具鋼的一般均熱處理的溫度係在1150℃左右，相對於此，本製造方法的均熱處理步驟中的均熱處理的溫度，高於一般均熱處理的溫度。
-冷卻步驟- 冷卻步驟，係在將均熱處理步驟後的鋼塊冷卻至該鋼塊的表面溫度成為900℃以下的過程中，至少在鋼塊的表面溫度下降至包含於1000℃以下、超過900℃之範圍內的溫度T1以後，以使鋼塊表面溫度的冷卻速度成為3℃/分鐘以上的條件，使鋼塊的表面溫度冷卻至900℃以下的步驟。 冷卻步驟中，在鋼塊的表面溫度成為900℃以下之前，以3℃/分鐘以上的冷卻速度進行冷卻。該冷卻步驟，係藉由快速通過V及Nb之碳化物容易析出成長的900℃之前的溫度範圍而減少粒徑大的碳化物的形成，較佳係僅在基材中形成微細分散之小粒徑的碳化物的步驟。 然而，如前所述，難以使均熱處理結束的鋼塊，從保持其均熱處理溫度的時間點，以3℃/分鐘以上的冷卻速度冷卻至900℃以下的溫度。 於是，本製造方法中，藉由使成為均熱處理對象的鋼塊所含之N含量為0.0200%以下，成功地將冷卻中的碳化物的析出及成長溫度下降至1000℃附近。
接著，本製造方法中，因為對N含量下降至0.0200%以下的鋼塊進行均熱處理，故即使在均熱處理後的冷卻步驟中，以未滿3℃/分鐘之較慢的冷卻速度進行從均熱處理的溫度下降至1000℃附近的冷卻，只要在其後以3℃/分鐘以上的快速冷卻速度，進行至900℃以下的冷卻，就可有效達成碳化物的細微化。 亦即，本製造方法中的冷卻步驟，在將均熱處理步驟後的鋼塊冷卻至該鋼塊的表面溫度成為900℃以下的過程中，至少在該表面溫度下降至1000℃以下、超過900℃之範圍內的溫度T1以後，以該表面溫度的冷卻速度為3℃/分鐘以上的條件，將該表面溫度冷卻至900℃以下。
冷卻步驟中，鋼塊的表面溫度下降至該溫度T1的冷卻，雖只要以表面溫度的冷卻速度未滿3℃/分鐘的條件進行即可，但亦可以表面溫度的冷卻速度成為3℃/分鐘以上的條件來進行。 該3℃/分鐘以上的冷卻速度，可藉由將鋼塊從均熱處理爐取出，例如空冷(放冷)或風扇冷卻的方式達成。 以表面溫度的冷卻速度未滿3℃/分鐘的條件，進行使鋼塊的表面溫度下降至該溫度T1之冷卻的態樣，可使均熱處理後的鋼塊的處理時間充裕，故具有高速工具鋼的製造變得更為容易的優點。
該溫度T1，係包含於1000℃以下、超過900℃之範圍內的溫度，宜為包含於1000℃以下950℃以上的範圍內的溫度，更宜為包含於1000℃以下970℃以上的範圍內的溫度，特別宜為1000℃。
冷卻步驟中，宜為至少在鋼塊的表面溫度下降至950℃以後，以使鋼塊的表面溫度的冷卻速度成為3℃/分鐘以上的條件，使鋼塊的表面溫度冷卻至900℃以下的步驟。 又，冷卻步驟，較宜為至少在鋼塊的表面溫度下降至1000℃以後，以鋼塊的表面溫度的冷卻速度成為3℃/分鐘以上的條件，使鋼塊的表面溫度冷卻至900℃以下的步驟。
又，冷卻步驟中，下降至溫度T1以後的冷卻速度為3℃/分鐘以上，該冷卻速度宜為10℃/分鐘以上，較宜為20℃/分鐘以上，更宜為30℃/分鐘以上，特別宜為40℃/分鐘以上。 又，冷卻步驟中，下降至溫度T1以後的冷卻速度的上限雖無特別限制，但上限宜為100℃/分鐘，較宜為80℃/分鐘。
-熱加工步驟- 熱加工步驟中，係將該冷卻步驟後的鋼塊再加熱至超過900℃的熱加工溫度，再對經再加熱的鋼塊進行熱加工，以成為鋼材的步驟。該熱加工溫度，係該熱加工開始的溫度。 熱加工步驟中所進行的再加熱及熱加工，以與專利文獻1相同的要領進行即可。例如，進行熱加工的目的，係改善鋼塊所具有的鑄造組織，並調整為既定的鋼材尺寸。熱加工，只要藉由一般實施的鍛造及壓延等的分塊條件等進行即可。 該冷卻步驟後的鋼塊的熱加工溫度超過900℃，宜為950℃以上，較宜為1000℃以上，特別宜為1050℃以上。 該冷卻步驟後的鋼塊的熱加工溫度之上限雖無特別限制，但上限宜為1250℃，較宜為1200℃，特別宜為1150℃。
-淬火回火步驟- 淬火回火步驟，係對於以該熱加工所得之鋼材進行淬火回火的步驟。淬火回火後的鋼材，細微地調整組織中所含的碳化物，而具有優良的韌性。 淬火回火步驟中的淬火回火，只要以與專利文獻1相同的要領進行即可，只要以一般實施的條件等進行即可。 淬火回火步驟中的淬火回火中，淬火溫度，可適當選自900℃以上的範圍。淬火溫度較宜為950℃以上，更宜為1000℃以上。淬火溫度的上限雖無特別限制，但宜為1250℃，較宜為1200℃。 淬火回火步驟中的淬火回火中，回火溫度可適當選自500~650℃的範圍。
淬火回火步驟，宜為藉由淬火回火，將鋼材的硬度調整至45HRC以上(較宜為45~60HRC)的步驟。 亦即，本步驟中的淬火回火後的鋼材的硬度，宜為45HRC以上(較宜為45~60HRC)。
-機械加工步驟- 本製造方法中，在該熱加工步驟之後、該淬火回火步驟之前，更具有對該鋼材進行機械加工以使其成為工具形狀的機械加工步驟；該淬火回火步驟，亦可為對於因機械加工而形成工具形狀的鋼材進行淬火回火的步驟。 若為本製造方法的態樣，則可有效率地製造工具形狀的鋼材(亦即，工具製品)。亦即，若考慮使用鋼材製作拉線模、衝模等的工具製品，則熱加工後的鋼材的狀態，宜為硬度低的退火狀態。對該退火狀態的鋼材進行機械加工後進行淬火回火，對於工具製品的製造係有效率的。 【實施例】
以下，雖以實施例具體說明本發明，但本發明並非被限定於該等的實施例者。
[實施例1] 藉由大氣溶解法，準備調整為既定成分組成的溶鋼。 關於供給至本發明例(鋼塊A)的溶鋼，亦對於該溶鋼，更進一步實施盛桶精煉法所進行的精煉，以將N含量調整至較低。 接著，對溶鋼(供給至本發明例之溶鋼，係將N含量調整至較低後的溶鋼)進行鑄造，完成電渣再溶解用的電極(再溶解用電極)。接著，對該電極實施電渣再溶解，以製作具有表1之成分組成、剩餘部分係由Fe及雜質所構成的高速工具鋼的鋼塊A及鋼塊B。
分別對於該鋼塊A及鋼塊B，實施以1280℃保持10小時的均熱處理(均熱處理步驟)，接著，以圖1所示的冷卻條件1~4的任一條件實施冷卻(冷卻步驟)。 冷卻條件1，係以使該鋼塊的表面溫度從均熱處理溫度(1280℃)下降至1200℃(冷卻速度：0.5℃/分鐘)的方法，對均熱處理結束的鋼塊進行徐冷，鋼塊的表面溫度下降至1200℃以後，藉由風扇冷卻所進行的空冷(冷卻速度：約50℃/分鐘)，使鋼塊的表面溫度冷卻至900℃以下。 冷卻條件2，係在冷卻條件1中，將從徐冷切換至空冷的溫度，從冷卻條件1的1200℃變更為1100℃。 冷卻條件3，係在冷卻條件1中，將從徐冷切換至空冷的溫度，從冷卻條件1的1200℃變更為1000℃。 冷卻條件4，係在冷卻條件1中，將從徐冷切換至空冷的溫度，從冷卻條件1的1200℃變更為900℃。
對於該冷卻步驟後的各鋼塊，如以下所述，調查組織中的碳化物的分布狀況(於基材中的固溶狀況)。 首先，以掃描式電子顯微鏡(倍率50倍)觀察從鋼塊採取的各試料的剖面組織，並以EPMA分析該觀察的畫面。接著，根據形成碳化物的V及Nb的含量，對於該分析結果，進行將10次(cps；count per second)以上的V及Nb的檢出強度作為臨界值的二值化處理。藉此，得到顯示剖面組織中所分布的V及Nb的碳化物的二元化圖像。 圖2中顯示各鋼塊的二元化圖像。圖2中，碳化物係以黑色的分布表示。 如圖2所示，以冷卻條件1冷卻的鋼塊A中、以冷卻條件2冷卻的鋼塊A中、以冷卻條件3冷卻的鋼塊A中、以冷卻條件1冷卻的鋼塊B中、及以冷卻條件2冷卻的鋼塊B中，未確認黑色的分布(碳化物的明確存在)。
根據圖2，N含量為0.0200%以下的鋼塊A的情況，均熱處理後的冷卻過程中，即使在以3℃/分鐘以上的冷卻速度進行冷卻之前，以徐冷的方式將鋼塊的表面溫度下降至1000℃(冷卻條件3)，亦無法在冷卻後的鋼塊組織中確認大的碳化物。而且，對於將鋼塊A的N含量調整至150ppm及180ppm的等級者，該結果亦為相同(圖中未顯示)。 相對於此，N含量超過0.0200%之鋼塊B的情況，若以徐冷的方式將鋼塊的表面溫度下降至1000℃(冷卻條件3)，即使在將鋼塊的表面溫度下降至1000℃以後，以3℃/分鐘以上的冷卻速度冷卻，亦清楚地確認碳化物。  藉由使高速工具鋼中的N含量為0.0200%以下(鋼塊A)，並藉由使冷卻中之碳化物的析出及成長溫度下降至1000℃附近，而達到上述的結果。
[實施例2] 實施例1中，將以冷卻條件1(均熱處理後徐冷至1200℃)冷卻的鋼塊A(N：0.0128%)及冷卻條件1(均熱處理後徐冷至1200℃)冷卻的鋼塊B(N：0.0296%)，分別再加熱至1100℃的熱加工溫度，對於經再加熱的鋼塊進行熱沖壓及熱壓延，並進行分塊加工。對於分塊加工後的各鋼塊(鋼片)進行熱壓延，而完成剖面直徑為100mm的棒狀鋼材(以上係熱加工步驟)。
接著，從各棒狀鋼材分別採樣一部分，並對於採樣的部分，進行從1080℃的淬火及在560℃的回火，分別的到硬度調整至56HRC的評價用試片(高速工具鋼)(淬火回火步驟)。 如以上所述，分別得到本發明例的評價用試片(使用鋼塊A所製作的高速工具鋼)及比較例的評價用試料(使用鋼塊B所製作的高速工具鋼)。
接著，如以下所述，調查該評價用試片的剖面組織中的碳化物分布。 首先，以掃描式電子顯微鏡(倍率4000倍)觀察該評價用試片的剖面組織。 圖3係本發明例的評價用試片(使用鋼塊A所製作的高速工具鋼)的剖面組織的掃描式電子顯微鏡影像，圖4係比較例的評價用試片(使用鋼塊B所製作的高速工具鋼)的剖面組織的掃描式電子顯微鏡影像。 圖3中及圖4中，可確認未固溶而殘留於基材中的碳化物(未固溶碳化物)。
接著，以EPMA分析上述所觀察的畫面，得到每一畫面的像數為1200×1000[面積29.19μm×23.92μm]的組織畫像。對於每一評價用試料，得到10個畫面的組織畫像(每一評價用試片的總面積為6982.2μm2 )。 接著，對於該等的組織畫像，使用畫像解析軟體(OLYMPAS股份有限公司軟體SCANDIUM)，實施使基材與碳化物之對比明顯的影像處理。藉此，辨別基材與碳化物，以測定碳化物的粒度分布。 碳化物的粒度分布，係藉由調查碳化物的等效圓直徑與個數密度(個/mm2 )的關係所測定。 圖5係表示碳化物的等效圓直徑與個數密度(個/mm2 )之關係的圖表。 圖5中，「計176×103 個/mm2 」及「計180×103 個/mm2 」的表記，係藉由將每個等效圓直徑的個數密度相加所求得，其表示碳化物整體的個數密度(個/mm2 )。
如圖3~圖5所示，本發明例的評價用試料(高速工具鋼)中，剖面組織中的碳化物的等效圓直徑的最大值為1.00μm以下。 另一方面，比較例的評價用試料(高速工具鋼)中，等效圓直徑超過1.00μm的碳化物變少。 如以上所述，可得知與比較例的高速工具鋼的碳化物相比，本發明例的高速工具鋼中的碳化物較細微。接著本發明例的高速工具鋼，碳化物整體的個數密度為80×103 個/mm2 以上，大量形成細微的碳化物。
接著，分別對於本發明例的評價用試片及比較例的評價用試片，進行沙丕衝擊試驗，藉此評價韌性。 沙丕衝擊試驗的試片的切口形狀為10R。 使用下述兩種試片作為沙丕衝擊試驗的試片：以該棒狀鋼材的長度方向(熱加工方向)與試片的長度相符的方式所採樣的試片、以該棒狀鋼材的剖面徑方向與試片的長度相符的方式所採樣的試片。 接著，對於上述兩種試片，分別準備採樣位置不同的3個試片(TP1、TP2、TP3)，以實施沙丕衝擊試驗。 表2顯示沙丕衝擊試驗的試驗結果。
如表2所示，本發明例的高速工具鋼，其沙丕衝擊值大於比較例的高速工具鋼，且其韌性優異。
圖6及圖7分別顯示對於本發明例及比較例的高速工具鋼，在棒狀鋼材的剖面徑方向上採樣的試片TP2，在沙丕衝擊試驗後，其切口附近之斷裂面的掃描式電子顯微鏡影像。 如圖6所示，本發明例的高速工具鋼的情況，未在剖面的起點發現使衝擊值降低的較大的原因。 另一方面，如圖7所示，比較例的高速工具鋼的情況，剖面的起點(圓圈部)，確認等效圓直徑超過1.00μm的較大的碳化物。亦即，確認該較大的碳化物成為破壞的起點，而降低比較例的高速工具鋼的韌性。
本發明參照2013年9月27日提出申請的日本申請案2013-201392的揭示，並將其整體引用至本說明書。 本說明書所記載的所有文獻，專利申請及技術規格，係參照各文獻、專利申請及技術規格而引用，具體上與各記載的情況為相同程度，進而藉由參照引用至本說明書中。
【圖1】係用以說明實施例1中，對鋼塊所實施的均熱處理及冷卻過程(冷卻條件1~4)的示意圖。 【圖2】係實施例1中，以電子微探儀(EPMA；electron probe microanalyzer)分析以冷卻條件1~4的各條件進行冷卻的鋼塊A及鋼塊B的各剖面組織，而得到的二元化圖像，其係顯示剖面組織中的碳化物分布的圖。 【圖3】係顯示實施例2中，本發明例的高速工具鋼的剖面組織中所分布之碳化物的一例的掃描式電子顯微鏡影像。 【圖4】係顯示實施例2中，比較例的高速工具鋼的剖面組織中所分布之碳化物的一例的掃描式電子顯微鏡影像。 【圖5】係顯示實施例2中，本發明例及比較例之高速工具鋼的剖面組織中，碳化物的等效圓直徑與個數密度(個/mm2 )之關係的圖表。 【圖6】係顯示實施例2中，對本發明例的高速工具鋼進行沙丕(charpy)衝擊試驗時，試驗後之斷裂面的一例的掃描式電子顯微鏡影像。 【圖7】係顯示實施例2中，對比較例的高速工具鋼進行沙丕衝擊試驗時，試驗後的斷裂面的一例的掃描式電子顯微鏡影像。

Claims (15)

  1. 一種高速工具鋼，其特徵為： 依質量%，包含0.40~0.90%的C、1.00%以下的Si、1.00%以下的Mn、4.00~6.00%的Cr、以關係式(Mo+0.5W)所求得之含量為1.50~6.00%的W及Mo之中的1種或2種，以及以關係式(V+Nb)所求得之含量為0.50~3.00%的V及Nb之中的1種或2種；N的含量為0.0200質量%以下；剩餘部分係由Fe及雜質所構成，剖面組織中的碳化物的等效圓直徑的最大值為1.00μm以下。
  2. 如申請專利範圍第1項之高速工具鋼，其中， 更包含1.00質量%以下的Ni。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之高速工具鋼，其中， 更包含5.00質量%以下的Co。
  4. 如申請專利範圍第1或2項之高速工具鋼，其中， Si的含量為0.20質量%以下。
  5. 如申請專利範圍第1或2項之高速工具鋼，其中， 硬度為45HRC以上。
  6. 一種高速工具鋼的製造方法，其特徵為包含： 準備步驟，準備如下所述構成的鋼塊：依質量%，包含0.40~0.90%的C、1.00%以下的Si、1.00%以下的Mn、4.00~6.00%的Cr、以關係式(Mo+0.5W)所求得之含量為1.50~6.00%的W及Mo之中的1種或2種，以及以關係式(V+Nb)所求得之含量為0.50~3.00%的V及Nb之中的1種或2種；N的含量為0.0200質量%以下，剩餘部分為Fe及雜質； 均熱處理步驟，將該鋼塊加熱至1200~1300℃以進行均熱處理； 冷卻步驟，在將該均熱處理步驟後的該鋼塊冷卻至該鋼塊的表面溫度成為900℃以下的過程中，至少在該表面溫度下降至1000℃以下、超過900℃之範圍內的溫度T1以後，以該表面溫度的冷卻速度為3℃/分鐘以上的條件將該表面溫度冷卻至900℃以下； 熱加工步驟，將該冷卻步驟後的該鋼塊再加熱至超過900℃的熱加工溫度，並對該經再加熱的鋼塊進行熱加工，以成為鋼材； 淬火回火步驟，對該鋼材進行淬火回火。
  7. 如申請專利範圍第6項之高速工具鋼的製造方法，其中， 於該冷卻步驟中，以該鋼塊的表面溫度的冷卻速度未滿3℃/分鐘的條件冷卻該鋼塊，直至該鋼塊的表面溫度下降至該溫度T1為止。
  8. 如申請專利範圍第6或7項之高速工具鋼的製造方法，其中， 該準備步驟中所準備的該鋼塊，係藉由對以去氧精煉法所精煉之溶鋼進行鑄造所得的鋼塊。
  9. 如申請專利範圍第8項之高速工具鋼的製造方法，其中， 該準備步驟中所準備的該鋼塊，係對於以去氧精煉法精煉的溶鋼進行鑄造得到再溶解用電極，再使用所得之再溶解用電極，以再溶解法所得到的鋼塊。
  10. 如申請專利範圍第6或7項之高速工具鋼的製造方法，其中， 該準備步驟中所準備的該鋼塊，更包含1.00質量%以下的Ni。
  11. 如申請專利範圍第6或7項之高速工具鋼的製造方法，其中， 該準備步驟中所準備的該鋼塊，更包含5.00質量%以下的Co。
  12. 如申請專利範圍第6或7項之高速工具鋼的製造方法，其中， 該準備步驟中所準備的該鋼塊，更包含1.00質量%以下的Ni，及5.00質量%以下的Co。
  13. 如申請專利範圍第6或7項之高速工具鋼的製造方法，其中， 該準備步驟中所準備的該鋼塊中，Si的含量為0.20質量%以下。
  14. 如申請專利範圍第6或7項之高速工具鋼的製造方法，其中， 該淬火回火步驟，係藉由該淬火回火將鋼材的硬度調整至45HRC以上。
  15. 如申請專利範圍第6或7項之高速工具鋼的製造方法，其中， 在該熱加工步驟之後、該淬火回火步驟之前，更包含機械加工步驟，對該鋼材進行機械加工使其成為工具形狀； 該淬火回火步驟，係對於被機械加工成工具形狀的鋼材進行淬火回火。
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