马氏体系工具钢的淬火前处理方法和淬火处理方法

摘要

提供一种能够防止淬火后的金属组织中的混粒化，使韧性进一步提高的马氏体系工具钢的淬火前处理方法和淬火处理方法。本发明涉及马氏体系工具钢的淬火前处理方法，其包含如下阶段：(a)将马氏体系工具钢从室温加热至A3相变点～“A3相变点+150℃”的温度范围，保持在该温度而使之发生奥氏体相变的阶段；(b)接着所述阶段(a)，将所述马氏体系工具钢冷却至“珠光体鼻部温度±100℃”的温度范围，保持在该温度而使之发生珠光体相变的阶段。另外本发明涉及马氏体系工具钢的淬火处理方法，其是在实施了所述淬火前处理后，将被处理材加热至A3相变点以上，保持在该温度，接着进行冷却。

说明书

技术领域

本发明涉及马氏体系工具钢的淬火前处理方法和淬火处理方法。

背景技术

作为使通过淬火而将金属组织调整为马氏体单相或“马氏体+贝氏体”的二相组织的马氏体系的工具钢的韧性提高的热处理方法，调整淬火时的冷却速度而成为期望的金属组织的提案大量被提出。

例如，在来自本愿申请人的提案的特开平9-182948号公报(专利文献1)中，作为为了改善韧性而使冷却工序多段的淬火方法，提出有加热至淬火温度并保持(图2：(6)、(7))，其后，在冷却工序中以不同的冷却速度进行多段冷却(图2：(8A)、(8B))的方法。另外，本愿申请人在特开平11-310821号公报(专利文献2)、特开平11-350034号公报(专利文献3)中还提出，通过使冷却工序多段而改善韧性的淬火方法。

专利文献1：特开平9-182948号公报

专利文献2：特开平11-310821号公报

专利文献3：特开平11-350034号公报

所述特开平9-182948号公报、特开平11-310821号公报、特开平11-350034号公报所公开的淬火方法，说的是抑制在淬火的冷却过程中生成的贝氏体组织的成长，从而使韧性提高。

然而，本发明者研究时确认到的情况是，即使应用多段冷却，若观察淬火后的结晶粒度，则部分的晶粒仍然异常粗大化，观察到总体上粗大的粒和微细的粒相混杂的被称为混粒的金属组织。

发明内容

如此，本发明的目的在于，提供一种能够防止淬火后的金属组织中的混粒化，进一步使韧性提高的马氏体系工具钢的淬火前处理方法和淬火处理方法。

本发明者以通过淬火，将金属组织调整为马氏体单相或“马氏体+贝氏体”的二相组织的马氏体系工具钢为对象，对于防止其混粒而进一步使韧性提高的方法进行锐意研究。

首先，对于历来进行的淬火时的冷却工序进行了各种研究，但更确实地防止混粒存在困难。因此，尝试对于淬火前的加热曲线图进行各种研究时发现，在淬火前采用特定的加热曲线图时，能够使淬火后的金属组织均一且微细，从而达到本发明。

如此，根据本发明的第一个观点，提供以下所示的马氏体系工具钢的淬火前处理方法。

是一种包含如下阶段的马氏体系工具钢的淬火前处理方法：

(a)将马氏体系工具钢从室温加热至A3相变点～“A3相变点+150℃”的温度范围，在该温度保持而使其奥氏体相变的阶段；

(b)接着所述阶段(a)，将所述马氏体系工具钢冷却至“珠光体鼻部温度±100℃”的温度范围，在该温度保持而使其珠光体相变的阶段。

根据该马氏体系工具钢的淬火前处理方法的这一实施方式，优选在所述阶段(a)，从室温至奥氏体相变开始的温度的A1相变点的升温时间不超过1小时。

根据所述马氏体系工具钢的淬火前处理方法的另一实施方式，优选马氏体系工具钢，以质量％计含有C：0.10～2.0％、Si：2.0％以下、Mn；2.0％以下、Cr：1.0～15.0％、Mo：10.0％以下、以及从Ni：4.0％以下、V：4.0％以下、W：20.0％以下和Co：10.0％以下构成的群中选择的至少1种元素。

根据所述马氏体系工具钢的淬火前处理方法的又一其他实施方式，优选该淬火处理方法被应用于由马氏体系工具钢形成的金属模具。

根据本发明的第二个观点，提供一种以下所示的马氏体系工具钢的淬火处理方法。

是一种马氏体系工具钢的淬火处理方法：

(a)将马氏体系工具钢从室温加热至A3相变点～“A3相变点+150℃”的温度范围，在该温度保持使其奥氏体相变的阶段；

(b)接着所述阶段(a)，将所述马氏体系工具钢冷却至“珠光体鼻部温度±100℃”的温度范围，在该温度保持使其珠光体相变并冷却至室温的阶段；

(c)将冷却的所述马氏体工具钢加热至A3相变点以上的温度，在该温度保持后，实施淬火处理。

根据本发明的第三个观点，提供以下所示的马氏体系工具钢的淬火处理方法。

是一种包含如下阶段的马氏体系工具钢的淬火处理方法：

(a)将马氏体系工具钢从室温加热至A3相变点～“A3相变点+150℃”的温度范围，在该温度保持使其奥氏体相变的阶段；

(b)接着所述阶段(a)，将所述马氏体系工具钢冷却至“珠光体鼻部温度±100℃”的温度范围，在该温度保持使其珠光体相变的阶段；

(c)接着所述阶段(b)，将所述马氏体系工具钢加热至A3相变点以上的温度，在该保持保持后，实施淬火处理的阶段。

在所述第一和第二观点之下，根据马氏体系工具钢的淬火处理方法的一个实施方式，优选在所述阶段(a)，从室温至奥氏体相变开始的温度的A1相变点的升温时间不超过1小时。

在所述第一和第二观点之下，根据所述马氏体系工具钢的淬火处理方法的另一实施方式，优选马氏体系工具钢，以质量％计含有C：0.10～2.0％、Si：2.0％以下、Mn：2.0％以下、Cr：1.0～15.0％、Mo：10.0％以下、以及从Ni：4.0％以下、V：4.0％以下、W：20.0％以下和Co：10.0％以下构成的群中选择的至少1种元素。

在所述第一和第二观点之下，根据所述马氏体系工具钢的淬火处理方法的又一其他实施方式，优选该淬火处理方法被应用于由马氏体系工具钢形成的金属模具。

根据本发明的马氏体系工具钢的淬火前处理方法和淬火处理方法，能够抑制因淬火造成的晶粒的粗大化和混粒化，能够赋予马氏体系工具钢以高韧性。此外，以结晶粒度编号计，还可以达到比6号更细的细粒，能够得到具有高韧性的马氏体系工具钢。应该了该方法的金属模具，能够抑制大裂纹等的发生，与进行现有的淬火处理相比，会起到寿命提高这样的效果。

附图说明

图1A表示本发明的第一实施方式的热加热曲线图。

图1B表示本发明的第二实施方式的热加热曲线图。

图2表示基于现有法的加热曲线图的一例。

图3表示本发明得到的回火材的金属显微镜照片。

具体实施方式

本发明方法的最大的特征在于，在淬火前使马氏体系工具钢的金属组织发生珠光体相变这一点。

在现有的淬火方法中，淬火前的工具钢制被处理材会升温至A1相变点以下的例如600～800℃，以试图消除被处理材的表面与内部的温差，并一度保持在该温度。接着，加热至A3相变点以上的适当的温度，以淬火温度加以保持。其后，调整冷却速度进行冷却，以获得对提高韧性有效的期望的金属组织。

在该现有方法中，以淬火温度保持时的金属组织，因奥氏体的成长而存在变为粗粒的情况。作为其原因被认为是，由于在淬火前被处理材工具钢所实施的热加工和退火等的影响，造成淬火前的被处理材工具钢的金属组织成为混粒。

若在淬火温度下成为粗粒，则即使在冷却工程中调整冷却速度，不仅“贝氏体+马氏体”组织仍容易变成混粒，而且也难以微细。

另一方面，在本发明中，以淬火前使金属组织一下子发生珠光体相变的处理为必须条件。就JIS SKD61采用图1A、图1B的加热曲线图说明本发明的具体的一例。

图1A、图1B是本发明的代表性的加热曲线图的一例。图1A是至淬火的前阶段的处理，接着得到淬火前的工具钢中间材的工序(图1A：(1)、(2)、(3)、(4)、(5))，是进行淬火(图1A：(6)、(7)、(8))的加热曲线图。另外，图1B是在使之发生珠光体相变的工序(图1B：(5))之后，经冷却工序(图1B：(9))，而得到发生了珠光体相变的淬火用的工具钢中间材时的代表性的加热曲线图的一例。

在任何一种方法中，均是通过将马氏体系工具钢加热至“A3相变点～A3相变点+150℃”的温度范围并加以保持的工序(图1A、图1B(3)、(4))，而使金属组织发生奥氏体相变。

还有，也可以进行将图1B中所得到的淬火用的工具钢中间材再度加热至A3相变点以上，并加以保持的淬火。

在本发明中，加热至A3相变点～“A3相变点+150℃”的温度范围，并保持在该温度的工序的目的是，其进行是为了通过后续工序的珠光体相变处理，使微细的珠光体在奥氏体的晶界和晶内形成。

这时，奥氏体相变的温度(图1A、图1B：(4))过高时，奥氏体晶粒成长，在接下来的珠光体化时，在奥氏体晶粒内不能形成微细的珠光体，而是在未相变的状态下作为奥氏体残存。作为结果是，在升温至淬火温度时，残存的奥氏体晶粒成长得粗大，淬火后的晶粒直径粗大，有成为混粒的可能性，因此奥氏体相变的温度和珠光体相变的温度很重要。

因此在本发明中，将奥氏体相变的温度(图1A、图1B：(4))定为A3相变点～“A3相变点+150℃”的温度范围，加热至同温度并保持。其理由是因为，在低于A3相变点的温度下，得不到奥氏体组织，另外在超过“A3相变点+150℃”的温度域，则奥氏体晶粒有可能成长得粗大。奥氏体相变的优选温度为A3相变点～“A3相变点+50℃”的温度范围。

还有，这时，被处理材虽然以规定的温度进行保持，但是优选的保持时间以到达规定的温度后0.5小时～2小时为充分。

另外，这时，在确认被处理材是否到达规定的温度时，可以用铠装热电偶使之直接接触被处理材表面而进行测定。

其次在本发明中，冷却至“珠光体鼻部温度±100℃”的温度域，在“珠光体鼻部温度±100℃”的温度域进行珠光体相变的处理(图1A、图1B：(5))。

通过该处理，珠光体在奥氏体晶界及晶内被形成，表观的晶粒被微细化。为了得到该效果人，调节至“珠光体鼻部温度±100℃”的温度域很重要。假若在超出珠光体鼻部温度100℃的高温域，若冷却至超出珠光体鼻部温度100℃的低温域，则难以得到表观的金属组织的微细化效果，因未相变而残存的奥氏体组织原样残存，在其后的淬火加热保持工序中，晶粒有可能成长得粗大。

然而，在实际的作业中直接确认是否充分相变成珠光体组织有困难，因此，预先用试验片制成等温相变曲线，以决定在“珠光体鼻部温度±100℃”的温度域的保持时间是有效的。

还有，优选的温度域为从珠光体鼻部温度至“珠光体鼻部温度负(—)100℃”的温度域，通过在比珠光体鼻部温度低的低温侧保持，能够更加期待本发明的效果。

实际的珠光体相变处理后的金属组织，例如在JIS规格SKD61中具有的特征为，在奥氏体晶界、晶内，形成珠光体组织的形态不同的金属组织，在JIS SKD11中具有的特征是，在奥氏体晶界、晶内，成为均一的金属组织。

通过应用基于本发明的在淬火前形成珠光体的工序，由于热加工和退火等的影响，能够得到转换金属组织成为混粒的要因的第1效果，和调整为微细的珠光体组织的第2效果。

继续本发明的淬火前处理方法，将被处理材加热到A3相变点以上，以该温度保持，接着进行冷却以进行淬火，从而能够得到经淬火处理的马氏体系工具钢。

淬火可以如图1A所示应用如下工序：继珠光体相变的处理(图1A：(5))之后，进行加热至A3相变点以上并保持(图1A：(6)、(7))，接着进行冷却(图1A(8))，对淬火用构件进行淬火，也可以如图1(b)所示，在珠光体相变处理(图1B：(5))之后，进行冷却(图1B：(9))，一度冷却而作为淬火用的工具钢中间材后，将淬火用的工具钢中间材再度加热至A3相变点以上的温度，以该温度保持后，进行淬火，或者也可以如图2所示，从所述A3相变点以上的温度实施多段冷却的淬火。

若考虑生产性，则如图1A所示，继珠光体相变处理后，加热至A3相变点以上的温度，保持于该温度后，进行冷却而成为工具钢中间材，接着进行淬火有利。

但是，无论选择哪种方法，都要预先成为微细的珠光体组织，升温至淬火温度，在该温度下保持，这时因为奥氏体生成核会增加，所以奥氏体晶粒也会微细且成为均一的大小，通过对其冷却，得到的马氏体组织也变得微细且均一。由此，能够提高韧性。

还有，淬火的冷却速度，如通常的淬火所进行的，以比屈氏体(troostite)或晶界碳化物析出的冷却速度快的冷却速度进行急冷即可，也可以是多段冷却。

另外，在本发明中，在升温到奥氏体相变的温度(图1A、图1B：(4))的升温工序(图1A、图1B：(1)、(2)、(3))中，从A1相变点升温至A3相变点的升温时间特别优选在1小时以内。

A1相变点是一部分奥氏体组织相变开始的温度，A3相变点是全部变成奥氏体组织的温度。若升温时间过慢，则晶粒容易成长得粗大，因此为1小时以内。优选为30分钟以内。

还有，被处理材从表面被加热，内部比表面加热得慢。若内部及表面升温速度不同，则在内部及表面容易发生晶粒的偏差，因此，更优选使内部及表面都在1小时以内升温。

因此，在升温到奥氏体相变的温度(图1A、图1B：(4))的升温工序(图1A、图1B(1)、(2)、(3))中，在“A1相变点～A1相变点负200℃”的温度范围一度进行温度保持(图1A、图1B：(2))即可。通过一度保持，能够降低被处理材的内部温差，再有，在升温(图1A、图1B：(3))至奥氏体相变的温度(图1A、图1B：(4))时，能够减小被处理材的内部温差。

可是，所谓本发明的马氏体系工具钢，是指能够通过淬火而将金属组织调整为马氏体单相或“马氏体+贝氏体”的二相组织的钢。这些钢若在淬火后进行光学显微镜观察，则以视野面积率计，超过50％为马氏体组织。例如包括JIS SKD61、SKD62、SKT4等。

以下，阐述关于本发明的马氏体系工具钢的优选的组成。单位全部为质量％。

C(碳)：0.10～2.0％

使碳含量为0.10～2.0％的理由是，当碳量低于0.10％时，碳量过少，碳无法扩散到晶粒内，在晶粒内没有碳化物析出，若超过2.0％，则碳化物过剩，使韧性降低。优选的C(碳)为：0.20～0.60％。

Si：2.0％以下

Si在工具钢中作为熔解时的脱氧剂添加。但是，若大量添加，则韧性降低。因此在本发明中为2.0％以下。优选为0.15～1.20％。

Mn：2.0％以下

Mn在工具钢中作为熔解时的脱氧剂和脱硫剂添加。但是，若大量添加则韧性降低。因此，在本发明中为2.0％以下。优选为0.30～1.00％

Cr：1.0～15.0％

Cr在工具钢中使淬火性提高，出于改善抗拉强度和韧性这样的目的而添加。但是，若大量添加，则韧性反而降低。因此在本发明中为1.0～15.0％。优选为1.0～13.0％。

Mo：10.0％以下

Mo在工具钢中使淬火性提高。另外，通过回火形成微细的碳化物，出于使高温抗拉强度增大这样的目的而添加。但是，若大量添加，则韧性反而降低。因此在本发明中为10.0％以下。优选为0.20～5.00％。

添加以下的Ni、V、W、Co之中至少1种

Ni：4.0％以下(除去0％)

Ni在工具钢中使淬火性提高，出于改善韧性这样的目的而被添加。但是，若大量添加，则会降低相变点，高温强度降低。因此在本发明中为4.00％以下。优选为2.0％以下。

V：4.0％以下(除去0％)

V在工具钢中细化晶粒，使韧性提高。另外，通过回火形成高硬度的碳氮化物，出于增大抗拉强度的目的而被添加。但是，若大量添加，则韧性反而降低。因此在本发明中为4.00％以下。优选为0.10～1.10％。

W：20.0％以下(除去0％)

W在工具钢中淬火性提高。另外，通过回火形成微细的碳化物，出于增大高温抗拉强度的目的而被添加。但是，若大量添加，则韧性反而降低。因此在本发明中为4.00％以下。优选为0.10～1.10％。

Co：10.0％(除去0％)

Co在工具钢中增加赤热硬性，出于增大高温抗拉强度的目的而被添加。在本发明中为10.00％以下。

以上，说明的元素以外的余量实质上是Fe。余量实质上在Fe的范畴内，当然也包含不可避免的杂质。另外，例如Nb、Ti因为是对晶粒微细化有效的元素，所以也可以在不会使韧性劣化的程度的0.20％以下的范围使之含有。

另外，A1是加快碳的扩散的元素，具有在珠光体相变下促进碳化物的析出的效果，因此也可以在0.20％以下的范围使之含有。

所述本发明优选被应用于金属模具。

近年来，要求提高金属模具材的寿命，作为高寿命化的方法之一，是使晶粒微细化从而高韧性化的方法，若应用本发明而进行淬火，则能够满足金属模具所要求的需求特性。

还有，应用于金属模具时，内部的温度、表面的温度可以使冷却穴直接接触铠装热电偶来进行测定。

实施例

通过以下的实施例更详细地说明发明。

首选，为实验用准备成为15mm T×15mmW×50mmL的被处理材的马氏体系的工具钢构件6个。材质为JIS规格SKD61，组成显示在表1中。

在实验之前，使用与准备的试料为相同组成的试验片，测定A1、A3相变点，另外，将试验片加热至900℃，其后制成等温相变曲线，确认珠光体鼻部及达到珠光体相变结束的保持时间。其结果是，A1相变点为823℃，A3相变点为857℃，珠光体鼻部以750℃保持30分钟，及珠光体相变结束的温度以750℃保持2小时以上，从而确认到珠光体相变结束。

[表1]

                              (重量％)

 

CSiMNNiCrMoVWCo余量0.370.290.590.575.071.550.61--Fe及不可避免的杂质

*注)“-”标记表示无添加

遵循图1(a)对具有所述组成的6个工具钢构件进行实验。

将工具钢构件加热到A1相变点以下的790℃(图1A(1))，保持1小时(图1A：(2))后，以40℃/h的加热速度加热·升温(图1A：(3))至奥氏体相变的温度(900℃、1000℃)。因为A1相变点为823℃，A3相变点为857℃，所以升温至奥氏体相变的温度时的A1相变点～A3相变点的升温时间为1小时以内。

然后，以奥氏体相变的温度保持小时后(图1A：(4))，实施700℃×5h保持、750℃×5h保持、800℃×5h保持(图1A：(5))的珠光体相变的处理，成为淬火用的工具钢中间材。

其次，淬火上述的淬火用的工具钢中间材，以40℃/h的加热速度再加热至规定温度1030℃(图1A：(6))，保持1小时后(图1A：(7))进行冷却(图1A：(8))，得到淬火工具钢构件。其后，进行2次回火，将硬度调整为43±1HRC，得到回火材。

用通过这些实验得到的回火材进行2U摆锤冲击试验、金属组织观察、测定结晶粒度。这些结果显示在表2中。

另外，淬火-回火后的金属组织照片显示在图3中。还有，图3是本发明例No.6的淬火-回火后的金属组织照片。

[表2]

如表2所示，若应用本发明，则能够防止淬火后的金属组织的混粒化，且平均结晶粒度号成为7.5号，最大结晶粒度号成为比7号细的细粒，能够大幅使韧性提高。另外，由图3的显微镜照片还可知，利用本发明的热处理方法，能够得到微细且均一的金属组织。

产业上的利用可能性

根据本申请发明，淬火、回火后的晶粒变得微细，因此可以在对工具钢的韧性有要求的用途中利用。用于金属模具的热处理，能够高韧性化，从而期望寿命改善的效果。