熱間鍛造用金敷および熱間鍛造方法
【課題】 熱間鍛造用金敷の高寿命化とすることができる新規な熱間鍛造用金敷及び熱間鍛造方法を提供する。
【解決手段】 打撃面に析出強化型耐熱合金層を有する熱間鍛造用金敷において、前記出強化型耐熱合金層はＮｉ基合金組成を有する肉盛層であり、該肉盛層は質量％で、Ｂ：０〜０．０２％、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｇ：０〜０．０１％、Ａｌ：０．５〜２％、Ｓｉ：０〜１％、Ｍｎ：０〜１％、Ｔｉ：１〜３％、Ｃｒ：１５〜２２％、Ｃｏ：２〜１５％、Ｎｂ：０〜３％、Ｍｏ：３〜７％、Ｔａ：１〜７％、Ｗ：３〜７％、且つ、Ｔａ単独又はＴａ＋２Ｎｂの合計で１〜７％を含み、残部はＮｉ及び不純物でなり、含有する元素Ｍ（但し、ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｔａ及びＮｂの４種の元素を表す。）の全てがＮｉ３Ｍで表わされるγ’相を形成するとして求められるγ’相の全体に占める割合が原子％で２０〜４５％となる組成を有する熱間鍛造用金敷。
【解決手段】 打撃面に析出強化型耐熱合金層を有する熱間鍛造用金敷において、前記出強化型耐熱合金層はＮｉ基合金組成を有する肉盛層であり、該肉盛層は質量％で、Ｂ：０〜０．０２％、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｇ：０〜０．０１％、Ａｌ：０．５〜２％、Ｓｉ：０〜１％、Ｍｎ：０〜１％、Ｔｉ：１〜３％、Ｃｒ：１５〜２２％、Ｃｏ：２〜１５％、Ｎｂ：０〜３％、Ｍｏ：３〜７％、Ｔａ：１〜７％、Ｗ：３〜７％、且つ、Ｔａ単独又はＴａ＋２Ｎｂの合計で１〜７％を含み、残部はＮｉ及び不純物でなり、含有する元素Ｍ（但し、ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｔａ及びＮｂの４種の元素を表す。）の全てがＮｉ３Ｍで表わされるγ’相を形成するとして求められるγ’相の全体に占める割合が原子％で２０〜４５％となる組成を有する熱間鍛造用金敷。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間鍛造に使用される高寿命の熱間鍛造用金敷および熱間鍛造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
熱間鍛造装置に用いられる熱間鍛造用金敷には、高温強度、耐摩耗性、耐高温へたり性、耐ヒートクラック性等の特性に優れていることが要求される。これらの特性を満足させるため、従来から種々の提案がなされている。
例えば、本願出願人の提案による特開２００１−６２５４１号公報（特許文献１）や特開２００１−７１０８６号公報（特許文献２）には、熱間鍛造装置用の熱間鍛造用金敷を、全体を一体のγ’析出強化型Ｎｉ基合金で構成するか、Ｎｉ基合金でなる台金（基材）の作業面部（打撃面）にγ’析出強化型Ｎｉ基合金で肉盛りして構成する熱間鍛造用金敷を提案した。
前述の特許文献１や特許文献２で提案した熱間鍛造用金敷では、打撃面に使用するγ’析出強化型Ｎｉ基合金として、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａの１種または２種以上を、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａの合計で３質量％以上含むものが好ましいとし、具体的には、Ａｌｌｏｙ７１３Ｃ、Ａｌｌｏｙ７１８、Ｕｄｉｍｅｔ（Ｕｄｉｍｅｔ（Ｒ）はスペシャルメタルズ社の登録商標））５２０等を肉盛用の合金として挙げている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２００１−６２５４１号公報
【特許文献２】特開２００１−７１０８６号公報
【特許文献３】特開平２−９７６３４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
上記のγ’析出強化型Ｎｉ基合金を肉盛した熱間鍛造用金敷は、確かに高温強度、耐摩耗性、耐ヒートクラック性を向上させることが可能である。
しかしながら、肉盛に用いられる合金に対して、初期の高温強度を付与し、且つ、鍛造作業中に金属間化合物を析出させて、高い強度を付与することができれば、より一層の高温強度、耐摩耗性、耐高温へたり性、耐ヒートクラック性を向上することができれば、更に熱間鍛造用金敷の高寿命化が達成できる。
本発明の目的は、熱間鍛造用金敷の高寿命化とすることができる新規な熱間鍛造用金敷および熱間鍛造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明は上述の課題に鑑みてなされたものである。
すなわち本発明は、打撃面に析出強化型耐熱合金層を有する熱間鍛造用金敷において、前記出強化型耐熱合金層はＮｉ基合金組成を有する肉盛層であり、該肉盛層は、質量％で、Ｂ：０〜０．０２％、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｇ：０〜０．０１％、Ａｌ：０．５〜２％、Ｓｉ：０〜１％、Ｍｎ：０〜１％、Ｔｉ：１〜３％、Ｃｒ：１５〜２２％、Ｃｏ：２〜１５％、Ｎｂ：０〜３％、Ｍｏ：３〜７％、Ｔａ：１〜７％、Ｗ：３〜７％、且つ、Ｔａ単独またはＴａ＋２Ｎｂの合計で１〜７％を含み、残部はＮｉ及び不純物でなり、含有する元素Ｍ（ただし、ＭはＡｌ、ＴｉおよびＴａの３種の元素を表し、さらにＮｂを含有する場合にはこれらにＮｂを加えた４種の元素を表す。）の全てがＮｉ３Ｍで表わされるγ’相を形成するとして求められるγ’相の全体に占める割合が原子％で２０〜４５％となる組成を有する熱間鍛造用金敷である。
好ましくは、前記熱間鍛造用金敷は、合金工具鋼を基材とする熱間鍛造用金敷である。
更に好ましくは、打撃面の前記析出強化型耐熱合金層の下層に固溶強化型耐熱合金でなる中間層を有し、該中間層は合金工具鋼の基材上に形成される熱間鍛造用金敷である。
また本発明は、前記の熱間鍛造用金敷を準備する第１のステップと、被鍛造材を加熱して前記熱間鍛造用金敷の前記打撃面に載置する第２のステップと、前記被鍛造材を熱間鍛造しながら、加熱された前記被鍛造材の温度と熱間鍛造中の前記被鍛造材の発熱による温度を利用して前記打撃面の前記析出強化型耐熱合金層にγ’相を析出させる第３のステップとからなる熱間鍛造方法である。
【発明の効果】
【０００６】
本発明の熱間鍛造用金敷を用いることにより、従来の熱間鍛造用金敷よりも、更に高寿命化することができ、熱間鍛造における加工精度の向上、手入れ工数の削減に大きな効果を有する。
【図面の簡単な説明】
【０００７】
【図１】本発明の熱間鍛造用金敷の一例を示す構成図である。
【発明を実施するための形態】
【０００８】
上述したように、本発明の重要な特徴は、熱間鍛造用金敷の打撃面に形成するに最適な析出強化型耐熱合金層を形成したことにある。
先ず、本発明者らは析出強化型耐熱合合金層の組成を検討した。熱間鍛造用金敷に析出強化型耐熱合金層を形成する場合、肉盛等を適用する必要があるが、ＡｌやＴｉの含有量が多いと、ＡｌやＴｉが酸化してしまい緻密な層が得られない。一方、通常、ＡｌやＴｉは、析出強化には欠かせない元素であり、これらを低減しても高い高温強度、耐摩耗性等を確保できる合金が適当であるという知見を得た。
この知見に基づいて、検討した結果、ガスタービン材として溶製−熱間加工−固溶化処理−時効処理工程を適用して製造される溶製合金であるものの、ＡｌやＴｉの含有量が低く、高温強度に優れるという特性を有する特開平２−９７６３４号公報（特許文献３）に提案される合金組成に着目した。
【０００９】
ところで上述の特許文献３に示される合金はガスタービン材に好適な用途として開発した合金であり、所望の組成が得られるように溶製し、その後、熱間加工−固溶化処理−時効処理を行うものである。一方、肉盛の場合、一旦、溶解と凝固の工程を経ることになり、溶解時の組成変化が懸念された。そのため、特許文献３の公知合金の組成でなる肉盛用粉末を作製し、実際に肉盛を行ってみたところ、肉盛層の組成と肉盛用粉末の組成の変化は殆ど見られなかった。
また、上述した通り、特許文献３の合金は、固溶化処理を行って時効処理でγ’相を析出するものである。しかし、肉盛した熱間鍛造用金敷に時効処理を行おうとすると、時効処理の温度域で打撃面を強固に支持すべき基材がオーバーテンパーとなり、基材の硬さが低下してしまう。そのため、時効処理に代わる加熱は、加熱された被鍛造材の温度と、熱間鍛造中の発熱による温度を利用して、熱間鍛造しながら時効処理の効果を得ることを検討した。
検討は、実際の熱間鍛造用金敷に特許文献３で示された組成の肉盛を行って、簡易的にγ’相の析出による硬さの変化を調査した。調査は、実際に熱間鍛造する時の熱間鍛造用金敷の打撃面の代表的な温度である７００〜９００℃の温度域のうち、最も低温側の７００℃にて特許文献３の組成の粉末を溶解−凝固させた５つの試験片を用いて、加熱と冷却を繰り返し、２０分、１時間、２時間、４時間後の硬さをビッカース硬度計にて測定した。その結果を表１に示す。
【００１０】
【表１】
【００１１】
表１に示すように、時間の経過とともに硬さが上昇していることが分かる。
次に、実際の熱間鍛造用金敷に特許文献３で示された組成の肉盛を行って熱間鍛造を行ってみたところ、従来合金のＵｄｉｍｅｔ（Ｒ）５２０の大よそ２倍の寿命が得られた。この熱間鍛造結果と表１に示す硬さの結果から、熱間鍛造中に時効処理と同様、γ’相析出効果が得られることを確認した。
以上の結果から、加熱された被鍛造材の温度と、熱間鍛造中の発熱による温度を利用して、熱間鍛造しながらγ’相を析出させる時効処理の効果を得ることが確認された。
【００１２】
ところで、熱間鍛造用金敷の打撃面に用いる合金には、初期の強度を高くしつつ、且つ、時効効果を鍛造中に発現できるように、添加する合金元素を適正にする必要がある。
初期の強度においては、従来合金のＵｄｉｍｅｔ（Ｒ）５２０を肉盛した後の硬さは、おおよそ３７０ＨＶ程度であることから、上記の表１に示す特許文献３の範囲の合金は、初期の硬さにおいても従来合金より高硬度であり、高い強度を有することが分かる。
また、時効効果を鍛造中に発現できるように、添加する合金元素の適正化の具体的な方法としては、本発明では強度に寄与するＭｏとＷとを、特許文献３で規定される範囲より若干高めたうえで、更に、含有する元素Ｍ（ただし、ＭはＡｌ、ＴｉおよびＴａの３種の元素を表し、さらにＮｂを含有する場合にはこれらにＮｂを加えた４種の元素を表す。）の全てがＮｉ３Ｍで表わされるγ’相を形成するとして求められるγ’相の原子％が計算上、２０〜４５％となる組成に調整する。
これにより、熱間鍛造中の温度でγ’相を析出させて時効効果を発現させるものである。計算上のγ’相が２０原子％未満では前述の時効効果が不十分となり、また、４５原子％を超えるとかえって靭性が劣化するおそれがあるため、γ’相の原子％を２０〜４５％の範囲とする。
なお、上記のγ’相は、Ａｌ，Ｔｉ,Ｔａ，Ｎｂが全てγ’相（Ｎｉ３Ｍ）となると仮定した計算に基づくものである。計算は、先ず、金敷の成分を原子％で表記したときのＡｌ，Ｔｉ,Ｔａ，Ｎｂの総和から、Ｎｉ３Ｍを計算上求めるものである。
【００１３】
次に本発明の析出強化型耐熱合金層の組成を詳しく説明する。なお、化学組成は特に記載のない限り質量％として記す。
本発明では、ＷとＭｏは初期の強度を高めるため、必須で添加する元素である。
Ｗ：３〜７％
Ｗは、マトリックスの固溶化元素として、後述するＭｏと同様、引張強度を向上させるのに有効な元素である。そのため、Ｗは最低３％を必要とする。しかし、７％を越えるＷの添加は、Ｍｏと同様、組織の安定性に悪影響を及ぼすため、Ｗの上限を７％とする。より好ましいＷの下限は４％であり、より好ましいＷの上限は５％である。
Ｍｏ：３〜７％
Ｍｏは、オーステナイト相に固溶して、基地を強化し、高温強度を向上させるのに有効な元素である。そのため、Ｍｏは最低３％以上を必要とする。しかし、７％を超えるＭｏの添加は、後述するＣｒと同様、組織を不安定にするため、Ｍｏの上限を７％とする。より好ましいＭｏの下限は４％であり、より好ましいＭｏの上限は５％である。
【００１４】
次に本発明では、前述したように、２０〜４５％のγ’相となる組成の合金を用いて、熱間鍛造中の温度で時効効果を発現させるものである。そのため、Ｔａ，Ａｌ，Ｔｉについては必須で添加し、ＮｂはＴａの一部を置換することができる。
Ｔａ：１〜７％
Ｔａは、後述するＴｉと同様、Ｎｉ３ＡｌのＡｌ側に固溶してγ’の格子定数を大きくし、引張強度を向上させる。上記の効果を得るために、Ｔａは最低１％を必要とする。しかし、Ｔａが７％を越えるとδ相（Ｎｉ３Ｔａ）の析出を生じて延性を劣化させるため、Ｔａの上限を７％とする。より好ましいＴａの下限は３％であり、より好ましいＴａの上限は５％である。
Ｎｂ：０〜３％、Ｔａ＋２Ｎｂ：１〜７％
Ｎｂは、Ｔａと同族の元素であり、Ｔａの一部を３％以下のＮｂで置換できる。しかし、Ｎｂの原子量はＴａの約１／２であることから、Ｎｂを添加する場合はＴａ＋２Ｎｂとする。また、Ｎｂは高温強度を向上させ、前述するＴａと同様の効果を及ぼすが、高温強度を向上させる効果はＴａに及ばないため、Ｎｂを添加する場合においてはＴａと共に複合添加する。ＮｂとＴａを複合添加した場合でも、その総量はＴａを単独添加したときと同じく、１〜７％である。
【００１５】
Ａｌ：０．５〜２％
Ａｌは、Ｎｉと結合して安定なγ’相を析出させ、熱間鍛造中の高温強度を与えるために、不可欠な元素であり、最低０．５％を必要とする。しかし、本合金では高温強度の向上のために、γ’相中の｛Ｔｉ＋Ｔａ（＋Ｎｂ）｝／Ａｌ比を高くしてγ’相の格子定数を大きくし、γ’の析出による格子歪を高める必要があるため、Ａｌの上限を２％とする。より好ましいＡｌ下限は１．０であり、より好ましいＡｌの上限は１．６％である。
Ｔｉ：１．５〜３．０％
Ｔｉは、Ａｌと同様Ｎｉと結合してγ’相を析出させ、高温強度を高める作用を有し、最低１．５％を必要とする。しかし、３．０％を越える多量のＴｉは本発明にとって重要な元素であるＴａのγ’相中への固溶度を減少させ、また、η相（Ｎｉ３Ｔｉ）が析出して強度を低下させるので、Ｔｉの上限を３．０％とする。より好ましいＴｉの下限は２．１％であり、より好ましいＴｉの上限は２．７％である。
【００１６】
Ｂ：０〜０．０２％
Ｂは、粒界強化作用により、高温強度と延性を高めるのに有効であり、必要に応じて添加することができる。例えば、被鍛造材が難加工性の材質である場合等は、Ｂを添加することが好ましい。しかし、過剰なＢの添加は硼化物を形成する。硼化物は、溶接時に硼化物の局部溶解が生じ高温割れの原因となるため、Ｂの上限を０．０２％とする。Ｂを添加する場合のより好ましい下限は０．００１％（１０ｐｐｍ）であり、より好ましい上限は０．０１５％である。
Ｃ：０．０１〜０．１５％
Ｃは、Ｃｒを主体として粒界にＭ２３Ｃ６型の炭化物を不連続に析出し、粒界を強化させる作用を有する。そのため、Ｃは最低０．０１％を必要とする。しかし、０．１５％を越える過剰のＣは一次炭化物の生成量を増加させ、靭延性を低下させるので、Ｃの上限を０．１５％とする。
Ｍｇ：０〜０．０１％以下
Ｍｇは脱酸及び脱硫による高温での粒界延性を改善する元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、Ｍｇを０．０１％を超えて添加しても前記の効果の向上は望めないことから、Ｍｇを添加する場合の上限を０．０１％とする。
【００１７】
Ｓｉ：０〜１．０％
Ｓｉは、脱酸元素として添加する。Ｓｉが１．０％を超えると有害相の析出や高温強度が低下する。そのため、Ｓｉの上限を１．０％とする。好ましいＳｉの上限は０．５％である。
Ｍｎ：０〜１．０％
ＭｎもＳｉと同様に脱酸元素として添加する。Ｍｎが１．０％を超えると有害相の析出や高温強度が低下する。そのため、Ｍｎの上限を１．０％とする。好ましいＭｎの上限は０．５％である。
なお、前述のようにＳｉとＭｎは共に脱酸元素であるため、ＳｉとＭｎの一方の元素で十分に脱酸を行うことができれば、他方の元素の添加は必ずしも必要でなくなる。このことから、ＳｉとＭｎの下限を０％とする。
【００１８】
Ｃｒ：１５〜２２％
Ｃｒは、合金の基地中に置換型原子として固溶し、引張強さ、弾性限および硬さを高める。また耐摩耗性を向上させる効果があるため、Ｃｒは最低１５％を必要とする。しかし、２２％を越えるＣｒの添加は、組織を不安定とするだけでなく、Ｍｏ、Ｗとともに脆化相であるσ相を生成しやすくなるので、Ｃｒの上限を２２％とする。より好ましいＣｒの下限は１７％であり、より好ましいＣｒの上限は１９％である。
Ｃｏ：２〜１５％
Ｃｏは、高温域でのγ’の固溶量を増加させる効果と、溶接性を改善させる効果を有するため、最低２％を必要とする。しかし、Ｃｏが多量に存在する場合にはラーベス相などの有害相の析出を生じやすくするため、Ｃｏの上限を１５％とする。より好ましいＣｏの下限は８％であり、より好ましいＣｏの上限は１２％である。
残部のＮｉはオーステナイト基地とＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｔａ）または、Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）なるγ’析出強化相を構成する基本元素である。
本発明合金においては、不純物として、通常、Ｆｅ，Ｐ，Ｓ，Ｃａ，Ｚｒ等の混入が考えられるが、以下の量は特性上特に問題はないので、本発明合金中に含まれてもよい。
Ｆｅ≦３．０％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０３％、Ｃａ≦０．０２％、Ｚｒ≦０．０１％
【００１９】
上述した組成の析出強化型超耐熱合金を熱間鍛造用金敷の打撃面に積層させるには、溶接肉盛などの公知の技術を採用することができる。
肉盛の方法には、例えば、上記合金をワイヤに加工して肉盛する方法と、合金粉末を用いる方法とがあり、何れの方法を用いてもよい。但し、上記の合金は、凝固速度が遅いと偏析しやすいこと、更には、ワイヤまでの加工が必要なことを考慮すると、粉末を用いて肉盛するのがよい。粉末による肉盛では、成分偏析も抑制できるし、ワイヤまでの加工も必要ないことから、肉盛した合金の特性の観点と製造コストの観点からしても有利である。
【００２０】
本発明では安価な合金工具鋼を基材として、打撃面に本発明で規定する合金を肉盛することができる。
合金工具鋼を基材として、打撃面に本発明合金で規定する組成の合金を肉盛すると、基材と打撃面とが異種合金で構成されるため、それぞれの異種合金が有する異なる特性を付与することができる。
具体的には、打撃面は被鍛造材を打撃する打撃面とするに必要な高硬度を付与しつつ、基材には高い剛性を実現し、熱間鍛造用金敷の応力を緩和することを可能とするものである。
基材となる合金工具鋼は、ＪＩＳ−Ｇ４４０４に記されるものであれば良い。中でも熱間での使用に好適なものが好ましく、典型的な成分範囲を示すと、質量％で、Ｃ:０．２５〜０．５％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：０．８〜５．５％、Ｎｉ：０〜４．３％、Ｍｏ：０〜３．０％、Ｗ：０〜９．５％、Ｖ：０〜２．１％、Ｃｏ：０〜４．５％を含み、残部はＦｅ及び不純物でなる合金である。基材となる合金工具鋼を、例えば８００〜１１００℃の焼入と、５００〜７００℃の焼戻しを実施し、通常、３３０〜３８０ＨＢＷ程度の硬さに調整した状態で使用する。
【００２１】
また、本発明では、図１に示す熱間鍛造用金敷１のように合金工具鋼でなる基材２と、本発明で規定する合金でなる析出強化型耐熱合金層の打撃面３との間に、固溶強化型耐熱合金でなる中間層４をさらに具備することができる。
中間層として固溶強化型耐熱合金を具備することにより、基材となる合金工具鋼と打撃面となる析出強化型耐熱合金層との溶接性を向上させ、基材と打撃面との間に発生する応力をより確実に緩和させることができ、熱間鍛造用金敷の寿命をより一層向上することができる。
本発明の場合、中間層で用いる固溶強化型耐熱合金は、その固溶強化型耐熱合金の有する強化機構を利用するものでなく、上記のように溶接性を改善したり、応力を緩和したりする層として用いるものである。中間層は、単層でも良いし、二以上の成分の異なる固溶強化型耐熱合金を積層して用いても良い。
なお、本発明で言う固溶強化型耐熱合金とは、例えば、ＪＩＳ−Ｇ４９０１やＧ４９０２に示される組成を有する合金のうち、合金元素を固溶させて基地（マトリックス）を強化することが可能な組成を有する合金や、ＡＳＴＭ−Ａ４９４に記される合金で有ればよい。
典型的な成分範囲を示すと、質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｃｏ：０〜３％、Ｍｏ：０〜３０％、Ｗ：０〜１０％、Ｎｂ：０〜４％、Ｔａ：０〜４％、Ｔｉ：０〜１％、Ａｌ：０〜２％、Ｆｅ：０〜２０％、Ｍｎ：０〜４％を含み、残部はＮｉ及び不純物でなる合金である。
勿論、中間層を形成した熱間鍛造用金敷であっても、打撃面の硬さを３１１ＨＢＷ以上とすることが好ましい。
【実施例】
【００２２】
以下に本発明を更に詳しく説明する。
８７０℃×１時間での焼入れと６４０℃×４時間での焼戻しにより、ブリネル硬さで３５２ＨＢＷに調整したＪＩＳ ＳＫＴ４で作製した基材２に、中間層４としてＡＳＴＭ−Ａ４９４相当合金を積層させ、打撃面３にアトマイズ法により製造した粒径、２１２／６３μｍの合金粉末をプラズマトーチアーク溶接により２０ｍｍ肉盛して図１に示す構造の本発明の熱間鍛造用金敷１を作製した。表２に本発明で規定する組成の析出強化型耐熱合金層（打撃面）の組成と中間層の組成を示す。なお、打撃面に用いた合金組成から原子量を求め、それをＮｉ３Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，Ｔａ）に当てはめて計算すると、γ’相は２７．１％であった。
また、上述の本発明と同様の基材と中間層を形成した後、肉盛りを行った。肉盛りに用いた合金は、Ａｌｌｏｙ７１８合金などと比較して高温強度に有利な、特許文献１に記されたＵｄｉｍｅｔ（Ｒ）５２０相当合金粉末を２０ｍｍ肉盛して、比較例の熱間鍛造用金敷を得た。表３に比較例の析出強化型耐熱合金層（打撃面）の組成と中間層の組成を示す。
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】
次に、表２および表３に示した組成を有する中間層と析出強化型耐熱合金層（打撃面）を形成した本発明と比較例の熱間鍛造用金敷を用いて４面鍛造により荷重７００〜７５０ｔｏｎで熱間鍛造を行った。被鍛造材は難加工性のＵｄｉｍｅｔ（Ｒ）５２０相当合金であった。また、鍛造中の打撃面の温度は約８５０℃であり、本発明の熱間鍛造用金敷を用いた熱間鍛造の総作業時間は約５時間であった。温度と時間のから熱間鍛造しながらγ’相を析出させる時効処理の効果を十分に発揮できるものであった。
熱間鍛造後の熱間鍛鍛造用金敷の磨耗量を比較するため、４面鍛造装置に設置した４つの熱間鍛造用金敷（型１〜４）の打撃面が平均で１ｍｍ磨耗するまで熱間鍛造を行った。
なお、磨耗量の測定は、熱間鍛造用金敷が最も磨耗する打撃面の中央部を測定し、測定にはゲージを用いた。その結果を表４に示す。
【００２６】
【表４】
【００２７】
表４に示すように、本発明の熱間鍛造用金敷を用いた場合では鍛造本数が３６本であったのに対し、比較例の熱間鍛造用金敷を用いた場合では鍛造本数が１８本であり、本発明の熱間鍛造用金敷は、比較例と比べて２倍の本数を鍛造することができた。また、熱間鍛造後の本発明の熱間鍛造用金敷の打撃面にはヒートクラックの発生もないことを確認した。
今回の結果は、被鍛造材を難加工性のＮｉ基のγ’析出強化型合金として行った結果であり、特に、超耐熱合金などの難加工材の熱間鍛造において優れた耐磨耗性を示すことが期待できる。
以上の結果から、本発明の熱間鍛造用金敷は高い寿命が実現できることが分かった。また、熱間鍛造用金敷の補修による交換頻度を低減することができるため、生産性向上にも有効である。
【符号の説明】
【００２８】
１ 熱間鍛造用金敷
２ 基材（合金工具鋼）
３ 打撃面（析出強化型耐熱合金層）
４ 中間層（固溶強化型耐熱合金）
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間鍛造に使用される高寿命の熱間鍛造用金敷および熱間鍛造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
熱間鍛造装置に用いられる熱間鍛造用金敷には、高温強度、耐摩耗性、耐高温へたり性、耐ヒートクラック性等の特性に優れていることが要求される。これらの特性を満足させるため、従来から種々の提案がなされている。
例えば、本願出願人の提案による特開２００１−６２５４１号公報（特許文献１）や特開２００１−７１０８６号公報（特許文献２）には、熱間鍛造装置用の熱間鍛造用金敷を、全体を一体のγ’析出強化型Ｎｉ基合金で構成するか、Ｎｉ基合金でなる台金（基材）の作業面部（打撃面）にγ’析出強化型Ｎｉ基合金で肉盛りして構成する熱間鍛造用金敷を提案した。
前述の特許文献１や特許文献２で提案した熱間鍛造用金敷では、打撃面に使用するγ’析出強化型Ｎｉ基合金として、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａの１種または２種以上を、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａの合計で３質量％以上含むものが好ましいとし、具体的には、Ａｌｌｏｙ７１３Ｃ、Ａｌｌｏｙ７１８、Ｕｄｉｍｅｔ（Ｕｄｉｍｅｔ（Ｒ）はスペシャルメタルズ社の登録商標））５２０等を肉盛用の合金として挙げている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２００１−６２５４１号公報
【特許文献２】特開２００１−７１０８６号公報
【特許文献３】特開平２−９７６３４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
上記のγ’析出強化型Ｎｉ基合金を肉盛した熱間鍛造用金敷は、確かに高温強度、耐摩耗性、耐ヒートクラック性を向上させることが可能である。
しかしながら、肉盛に用いられる合金に対して、初期の高温強度を付与し、且つ、鍛造作業中に金属間化合物を析出させて、高い強度を付与することができれば、より一層の高温強度、耐摩耗性、耐高温へたり性、耐ヒートクラック性を向上することができれば、更に熱間鍛造用金敷の高寿命化が達成できる。
本発明の目的は、熱間鍛造用金敷の高寿命化とすることができる新規な熱間鍛造用金敷および熱間鍛造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明は上述の課題に鑑みてなされたものである。
すなわち本発明は、打撃面に析出強化型耐熱合金層を有する熱間鍛造用金敷において、前記出強化型耐熱合金層はＮｉ基合金組成を有する肉盛層であり、該肉盛層は、質量％で、Ｂ：０〜０．０２％、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｇ：０〜０．０１％、Ａｌ：０．５〜２％、Ｓｉ：０〜１％、Ｍｎ：０〜１％、Ｔｉ：１〜３％、Ｃｒ：１５〜２２％、Ｃｏ：２〜１５％、Ｎｂ：０〜３％、Ｍｏ：３〜７％、Ｔａ：１〜７％、Ｗ：３〜７％、且つ、Ｔａ単独またはＴａ＋２Ｎｂの合計で１〜７％を含み、残部はＮｉ及び不純物でなり、含有する元素Ｍ（ただし、ＭはＡｌ、ＴｉおよびＴａの３種の元素を表し、さらにＮｂを含有する場合にはこれらにＮｂを加えた４種の元素を表す。）の全てがＮｉ３Ｍで表わされるγ’相を形成するとして求められるγ’相の全体に占める割合が原子％で２０〜４５％となる組成を有する熱間鍛造用金敷である。
好ましくは、前記熱間鍛造用金敷は、合金工具鋼を基材とする熱間鍛造用金敷である。
更に好ましくは、打撃面の前記析出強化型耐熱合金層の下層に固溶強化型耐熱合金でなる中間層を有し、該中間層は合金工具鋼の基材上に形成される熱間鍛造用金敷である。
また本発明は、前記の熱間鍛造用金敷を準備する第１のステップと、被鍛造材を加熱して前記熱間鍛造用金敷の前記打撃面に載置する第２のステップと、前記被鍛造材を熱間鍛造しながら、加熱された前記被鍛造材の温度と熱間鍛造中の前記被鍛造材の発熱による温度を利用して前記打撃面の前記析出強化型耐熱合金層にγ’相を析出させる第３のステップとからなる熱間鍛造方法である。
【発明の効果】
【０００６】
本発明の熱間鍛造用金敷を用いることにより、従来の熱間鍛造用金敷よりも、更に高寿命化することができ、熱間鍛造における加工精度の向上、手入れ工数の削減に大きな効果を有する。
【図面の簡単な説明】
【０００７】
【図１】本発明の熱間鍛造用金敷の一例を示す構成図である。
【発明を実施するための形態】
【０００８】
上述したように、本発明の重要な特徴は、熱間鍛造用金敷の打撃面に形成するに最適な析出強化型耐熱合金層を形成したことにある。
先ず、本発明者らは析出強化型耐熱合合金層の組成を検討した。熱間鍛造用金敷に析出強化型耐熱合金層を形成する場合、肉盛等を適用する必要があるが、ＡｌやＴｉの含有量が多いと、ＡｌやＴｉが酸化してしまい緻密な層が得られない。一方、通常、ＡｌやＴｉは、析出強化には欠かせない元素であり、これらを低減しても高い高温強度、耐摩耗性等を確保できる合金が適当であるという知見を得た。
この知見に基づいて、検討した結果、ガスタービン材として溶製−熱間加工−固溶化処理−時効処理工程を適用して製造される溶製合金であるものの、ＡｌやＴｉの含有量が低く、高温強度に優れるという特性を有する特開平２−９７６３４号公報（特許文献３）に提案される合金組成に着目した。
【０００９】
ところで上述の特許文献３に示される合金はガスタービン材に好適な用途として開発した合金であり、所望の組成が得られるように溶製し、その後、熱間加工−固溶化処理−時効処理を行うものである。一方、肉盛の場合、一旦、溶解と凝固の工程を経ることになり、溶解時の組成変化が懸念された。そのため、特許文献３の公知合金の組成でなる肉盛用粉末を作製し、実際に肉盛を行ってみたところ、肉盛層の組成と肉盛用粉末の組成の変化は殆ど見られなかった。
また、上述した通り、特許文献３の合金は、固溶化処理を行って時効処理でγ’相を析出するものである。しかし、肉盛した熱間鍛造用金敷に時効処理を行おうとすると、時効処理の温度域で打撃面を強固に支持すべき基材がオーバーテンパーとなり、基材の硬さが低下してしまう。そのため、時効処理に代わる加熱は、加熱された被鍛造材の温度と、熱間鍛造中の発熱による温度を利用して、熱間鍛造しながら時効処理の効果を得ることを検討した。
検討は、実際の熱間鍛造用金敷に特許文献３で示された組成の肉盛を行って、簡易的にγ’相の析出による硬さの変化を調査した。調査は、実際に熱間鍛造する時の熱間鍛造用金敷の打撃面の代表的な温度である７００〜９００℃の温度域のうち、最も低温側の７００℃にて特許文献３の組成の粉末を溶解−凝固させた５つの試験片を用いて、加熱と冷却を繰り返し、２０分、１時間、２時間、４時間後の硬さをビッカース硬度計にて測定した。その結果を表１に示す。
【００１０】
【表１】
【００１１】
表１に示すように、時間の経過とともに硬さが上昇していることが分かる。
次に、実際の熱間鍛造用金敷に特許文献３で示された組成の肉盛を行って熱間鍛造を行ってみたところ、従来合金のＵｄｉｍｅｔ（Ｒ）５２０の大よそ２倍の寿命が得られた。この熱間鍛造結果と表１に示す硬さの結果から、熱間鍛造中に時効処理と同様、γ’相析出効果が得られることを確認した。
以上の結果から、加熱された被鍛造材の温度と、熱間鍛造中の発熱による温度を利用して、熱間鍛造しながらγ’相を析出させる時効処理の効果を得ることが確認された。
【００１２】
ところで、熱間鍛造用金敷の打撃面に用いる合金には、初期の強度を高くしつつ、且つ、時効効果を鍛造中に発現できるように、添加する合金元素を適正にする必要がある。
初期の強度においては、従来合金のＵｄｉｍｅｔ（Ｒ）５２０を肉盛した後の硬さは、おおよそ３７０ＨＶ程度であることから、上記の表１に示す特許文献３の範囲の合金は、初期の硬さにおいても従来合金より高硬度であり、高い強度を有することが分かる。
また、時効効果を鍛造中に発現できるように、添加する合金元素の適正化の具体的な方法としては、本発明では強度に寄与するＭｏとＷとを、特許文献３で規定される範囲より若干高めたうえで、更に、含有する元素Ｍ（ただし、ＭはＡｌ、ＴｉおよびＴａの３種の元素を表し、さらにＮｂを含有する場合にはこれらにＮｂを加えた４種の元素を表す。）の全てがＮｉ３Ｍで表わされるγ’相を形成するとして求められるγ’相の原子％が計算上、２０〜４５％となる組成に調整する。
これにより、熱間鍛造中の温度でγ’相を析出させて時効効果を発現させるものである。計算上のγ’相が２０原子％未満では前述の時効効果が不十分となり、また、４５原子％を超えるとかえって靭性が劣化するおそれがあるため、γ’相の原子％を２０〜４５％の範囲とする。
なお、上記のγ’相は、Ａｌ，Ｔｉ,Ｔａ，Ｎｂが全てγ’相（Ｎｉ３Ｍ）となると仮定した計算に基づくものである。計算は、先ず、金敷の成分を原子％で表記したときのＡｌ，Ｔｉ,Ｔａ，Ｎｂの総和から、Ｎｉ３Ｍを計算上求めるものである。
【００１３】
次に本発明の析出強化型耐熱合金層の組成を詳しく説明する。なお、化学組成は特に記載のない限り質量％として記す。
本発明では、ＷとＭｏは初期の強度を高めるため、必須で添加する元素である。
Ｗ：３〜７％
Ｗは、マトリックスの固溶化元素として、後述するＭｏと同様、引張強度を向上させるのに有効な元素である。そのため、Ｗは最低３％を必要とする。しかし、７％を越えるＷの添加は、Ｍｏと同様、組織の安定性に悪影響を及ぼすため、Ｗの上限を７％とする。より好ましいＷの下限は４％であり、より好ましいＷの上限は５％である。
Ｍｏ：３〜７％
Ｍｏは、オーステナイト相に固溶して、基地を強化し、高温強度を向上させるのに有効な元素である。そのため、Ｍｏは最低３％以上を必要とする。しかし、７％を超えるＭｏの添加は、後述するＣｒと同様、組織を不安定にするため、Ｍｏの上限を７％とする。より好ましいＭｏの下限は４％であり、より好ましいＭｏの上限は５％である。
【００１４】
次に本発明では、前述したように、２０〜４５％のγ’相となる組成の合金を用いて、熱間鍛造中の温度で時効効果を発現させるものである。そのため、Ｔａ，Ａｌ，Ｔｉについては必須で添加し、ＮｂはＴａの一部を置換することができる。
Ｔａ：１〜７％
Ｔａは、後述するＴｉと同様、Ｎｉ３ＡｌのＡｌ側に固溶してγ’の格子定数を大きくし、引張強度を向上させる。上記の効果を得るために、Ｔａは最低１％を必要とする。しかし、Ｔａが７％を越えるとδ相（Ｎｉ３Ｔａ）の析出を生じて延性を劣化させるため、Ｔａの上限を７％とする。より好ましいＴａの下限は３％であり、より好ましいＴａの上限は５％である。
Ｎｂ：０〜３％、Ｔａ＋２Ｎｂ：１〜７％
Ｎｂは、Ｔａと同族の元素であり、Ｔａの一部を３％以下のＮｂで置換できる。しかし、Ｎｂの原子量はＴａの約１／２であることから、Ｎｂを添加する場合はＴａ＋２Ｎｂとする。また、Ｎｂは高温強度を向上させ、前述するＴａと同様の効果を及ぼすが、高温強度を向上させる効果はＴａに及ばないため、Ｎｂを添加する場合においてはＴａと共に複合添加する。ＮｂとＴａを複合添加した場合でも、その総量はＴａを単独添加したときと同じく、１〜７％である。
【００１５】
Ａｌ：０．５〜２％
Ａｌは、Ｎｉと結合して安定なγ’相を析出させ、熱間鍛造中の高温強度を与えるために、不可欠な元素であり、最低０．５％を必要とする。しかし、本合金では高温強度の向上のために、γ’相中の｛Ｔｉ＋Ｔａ（＋Ｎｂ）｝／Ａｌ比を高くしてγ’相の格子定数を大きくし、γ’の析出による格子歪を高める必要があるため、Ａｌの上限を２％とする。より好ましいＡｌ下限は１．０であり、より好ましいＡｌの上限は１．６％である。
Ｔｉ：１．５〜３．０％
Ｔｉは、Ａｌと同様Ｎｉと結合してγ’相を析出させ、高温強度を高める作用を有し、最低１．５％を必要とする。しかし、３．０％を越える多量のＴｉは本発明にとって重要な元素であるＴａのγ’相中への固溶度を減少させ、また、η相（Ｎｉ３Ｔｉ）が析出して強度を低下させるので、Ｔｉの上限を３．０％とする。より好ましいＴｉの下限は２．１％であり、より好ましいＴｉの上限は２．７％である。
【００１６】
Ｂ：０〜０．０２％
Ｂは、粒界強化作用により、高温強度と延性を高めるのに有効であり、必要に応じて添加することができる。例えば、被鍛造材が難加工性の材質である場合等は、Ｂを添加することが好ましい。しかし、過剰なＢの添加は硼化物を形成する。硼化物は、溶接時に硼化物の局部溶解が生じ高温割れの原因となるため、Ｂの上限を０．０２％とする。Ｂを添加する場合のより好ましい下限は０．００１％（１０ｐｐｍ）であり、より好ましい上限は０．０１５％である。
Ｃ：０．０１〜０．１５％
Ｃは、Ｃｒを主体として粒界にＭ２３Ｃ６型の炭化物を不連続に析出し、粒界を強化させる作用を有する。そのため、Ｃは最低０．０１％を必要とする。しかし、０．１５％を越える過剰のＣは一次炭化物の生成量を増加させ、靭延性を低下させるので、Ｃの上限を０．１５％とする。
Ｍｇ：０〜０．０１％以下
Ｍｇは脱酸及び脱硫による高温での粒界延性を改善する元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、Ｍｇを０．０１％を超えて添加しても前記の効果の向上は望めないことから、Ｍｇを添加する場合の上限を０．０１％とする。
【００１７】
Ｓｉ：０〜１．０％
Ｓｉは、脱酸元素として添加する。Ｓｉが１．０％を超えると有害相の析出や高温強度が低下する。そのため、Ｓｉの上限を１．０％とする。好ましいＳｉの上限は０．５％である。
Ｍｎ：０〜１．０％
ＭｎもＳｉと同様に脱酸元素として添加する。Ｍｎが１．０％を超えると有害相の析出や高温強度が低下する。そのため、Ｍｎの上限を１．０％とする。好ましいＭｎの上限は０．５％である。
なお、前述のようにＳｉとＭｎは共に脱酸元素であるため、ＳｉとＭｎの一方の元素で十分に脱酸を行うことができれば、他方の元素の添加は必ずしも必要でなくなる。このことから、ＳｉとＭｎの下限を０％とする。
【００１８】
Ｃｒ：１５〜２２％
Ｃｒは、合金の基地中に置換型原子として固溶し、引張強さ、弾性限および硬さを高める。また耐摩耗性を向上させる効果があるため、Ｃｒは最低１５％を必要とする。しかし、２２％を越えるＣｒの添加は、組織を不安定とするだけでなく、Ｍｏ、Ｗとともに脆化相であるσ相を生成しやすくなるので、Ｃｒの上限を２２％とする。より好ましいＣｒの下限は１７％であり、より好ましいＣｒの上限は１９％である。
Ｃｏ：２〜１５％
Ｃｏは、高温域でのγ’の固溶量を増加させる効果と、溶接性を改善させる効果を有するため、最低２％を必要とする。しかし、Ｃｏが多量に存在する場合にはラーベス相などの有害相の析出を生じやすくするため、Ｃｏの上限を１５％とする。より好ましいＣｏの下限は８％であり、より好ましいＣｏの上限は１２％である。
残部のＮｉはオーステナイト基地とＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｔａ）または、Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）なるγ’析出強化相を構成する基本元素である。
本発明合金においては、不純物として、通常、Ｆｅ，Ｐ，Ｓ，Ｃａ，Ｚｒ等の混入が考えられるが、以下の量は特性上特に問題はないので、本発明合金中に含まれてもよい。
Ｆｅ≦３．０％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０３％、Ｃａ≦０．０２％、Ｚｒ≦０．０１％
【００１９】
上述した組成の析出強化型超耐熱合金を熱間鍛造用金敷の打撃面に積層させるには、溶接肉盛などの公知の技術を採用することができる。
肉盛の方法には、例えば、上記合金をワイヤに加工して肉盛する方法と、合金粉末を用いる方法とがあり、何れの方法を用いてもよい。但し、上記の合金は、凝固速度が遅いと偏析しやすいこと、更には、ワイヤまでの加工が必要なことを考慮すると、粉末を用いて肉盛するのがよい。粉末による肉盛では、成分偏析も抑制できるし、ワイヤまでの加工も必要ないことから、肉盛した合金の特性の観点と製造コストの観点からしても有利である。
【００２０】
本発明では安価な合金工具鋼を基材として、打撃面に本発明で規定する合金を肉盛することができる。
合金工具鋼を基材として、打撃面に本発明合金で規定する組成の合金を肉盛すると、基材と打撃面とが異種合金で構成されるため、それぞれの異種合金が有する異なる特性を付与することができる。
具体的には、打撃面は被鍛造材を打撃する打撃面とするに必要な高硬度を付与しつつ、基材には高い剛性を実現し、熱間鍛造用金敷の応力を緩和することを可能とするものである。
基材となる合金工具鋼は、ＪＩＳ−Ｇ４４０４に記されるものであれば良い。中でも熱間での使用に好適なものが好ましく、典型的な成分範囲を示すと、質量％で、Ｃ:０．２５〜０．５％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：０．８〜５．５％、Ｎｉ：０〜４．３％、Ｍｏ：０〜３．０％、Ｗ：０〜９．５％、Ｖ：０〜２．１％、Ｃｏ：０〜４．５％を含み、残部はＦｅ及び不純物でなる合金である。基材となる合金工具鋼を、例えば８００〜１１００℃の焼入と、５００〜７００℃の焼戻しを実施し、通常、３３０〜３８０ＨＢＷ程度の硬さに調整した状態で使用する。
【００２１】
また、本発明では、図１に示す熱間鍛造用金敷１のように合金工具鋼でなる基材２と、本発明で規定する合金でなる析出強化型耐熱合金層の打撃面３との間に、固溶強化型耐熱合金でなる中間層４をさらに具備することができる。
中間層として固溶強化型耐熱合金を具備することにより、基材となる合金工具鋼と打撃面となる析出強化型耐熱合金層との溶接性を向上させ、基材と打撃面との間に発生する応力をより確実に緩和させることができ、熱間鍛造用金敷の寿命をより一層向上することができる。
本発明の場合、中間層で用いる固溶強化型耐熱合金は、その固溶強化型耐熱合金の有する強化機構を利用するものでなく、上記のように溶接性を改善したり、応力を緩和したりする層として用いるものである。中間層は、単層でも良いし、二以上の成分の異なる固溶強化型耐熱合金を積層して用いても良い。
なお、本発明で言う固溶強化型耐熱合金とは、例えば、ＪＩＳ−Ｇ４９０１やＧ４９０２に示される組成を有する合金のうち、合金元素を固溶させて基地（マトリックス）を強化することが可能な組成を有する合金や、ＡＳＴＭ−Ａ４９４に記される合金で有ればよい。
典型的な成分範囲を示すと、質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｃｏ：０〜３％、Ｍｏ：０〜３０％、Ｗ：０〜１０％、Ｎｂ：０〜４％、Ｔａ：０〜４％、Ｔｉ：０〜１％、Ａｌ：０〜２％、Ｆｅ：０〜２０％、Ｍｎ：０〜４％を含み、残部はＮｉ及び不純物でなる合金である。
勿論、中間層を形成した熱間鍛造用金敷であっても、打撃面の硬さを３１１ＨＢＷ以上とすることが好ましい。
【実施例】
【００２２】
以下に本発明を更に詳しく説明する。
８７０℃×１時間での焼入れと６４０℃×４時間での焼戻しにより、ブリネル硬さで３５２ＨＢＷに調整したＪＩＳ ＳＫＴ４で作製した基材２に、中間層４としてＡＳＴＭ−Ａ４９４相当合金を積層させ、打撃面３にアトマイズ法により製造した粒径、２１２／６３μｍの合金粉末をプラズマトーチアーク溶接により２０ｍｍ肉盛して図１に示す構造の本発明の熱間鍛造用金敷１を作製した。表２に本発明で規定する組成の析出強化型耐熱合金層（打撃面）の組成と中間層の組成を示す。なお、打撃面に用いた合金組成から原子量を求め、それをＮｉ３Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，Ｔａ）に当てはめて計算すると、γ’相は２７．１％であった。
また、上述の本発明と同様の基材と中間層を形成した後、肉盛りを行った。肉盛りに用いた合金は、Ａｌｌｏｙ７１８合金などと比較して高温強度に有利な、特許文献１に記されたＵｄｉｍｅｔ（Ｒ）５２０相当合金粉末を２０ｍｍ肉盛して、比較例の熱間鍛造用金敷を得た。表３に比較例の析出強化型耐熱合金層（打撃面）の組成と中間層の組成を示す。
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】
次に、表２および表３に示した組成を有する中間層と析出強化型耐熱合金層（打撃面）を形成した本発明と比較例の熱間鍛造用金敷を用いて４面鍛造により荷重７００〜７５０ｔｏｎで熱間鍛造を行った。被鍛造材は難加工性のＵｄｉｍｅｔ（Ｒ）５２０相当合金であった。また、鍛造中の打撃面の温度は約８５０℃であり、本発明の熱間鍛造用金敷を用いた熱間鍛造の総作業時間は約５時間であった。温度と時間のから熱間鍛造しながらγ’相を析出させる時効処理の効果を十分に発揮できるものであった。
熱間鍛造後の熱間鍛鍛造用金敷の磨耗量を比較するため、４面鍛造装置に設置した４つの熱間鍛造用金敷（型１〜４）の打撃面が平均で１ｍｍ磨耗するまで熱間鍛造を行った。
なお、磨耗量の測定は、熱間鍛造用金敷が最も磨耗する打撃面の中央部を測定し、測定にはゲージを用いた。その結果を表４に示す。
【００２６】
【表４】
【００２７】
表４に示すように、本発明の熱間鍛造用金敷を用いた場合では鍛造本数が３６本であったのに対し、比較例の熱間鍛造用金敷を用いた場合では鍛造本数が１８本であり、本発明の熱間鍛造用金敷は、比較例と比べて２倍の本数を鍛造することができた。また、熱間鍛造後の本発明の熱間鍛造用金敷の打撃面にはヒートクラックの発生もないことを確認した。
今回の結果は、被鍛造材を難加工性のＮｉ基のγ’析出強化型合金として行った結果であり、特に、超耐熱合金などの難加工材の熱間鍛造において優れた耐磨耗性を示すことが期待できる。
以上の結果から、本発明の熱間鍛造用金敷は高い寿命が実現できることが分かった。また、熱間鍛造用金敷の補修による交換頻度を低減することができるため、生産性向上にも有効である。
【符号の説明】
【００２８】
１ 熱間鍛造用金敷
２ 基材（合金工具鋼）
３ 打撃面（析出強化型耐熱合金層）
４ 中間層（固溶強化型耐熱合金）
【特許請求の範囲】
【請求項１】
打撃面に析出強化型耐熱合金層を有する熱間鍛造用金敷において、前記析出強化型耐熱合金層はＮｉ基合金組成を有する肉盛層であり、該肉盛層は、質量％でＢ：０〜０．０２％、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｇ：０〜０．０１％、Ａｌ：０．５〜２％、Ｓｉ：０〜１％、Ｍｎ：０〜１％、Ｔｉ：１〜３％、Ｃｒ：１５〜２２％、Ｃｏ：２〜１５％、Ｎｂ：０〜３％、Ｍｏ：３〜７％、Ｔａ：１〜７％、Ｗ：３〜７％、且つ、Ｔａ単独またはＴａ＋２Ｎｂの合計で１〜７％を含み、残部はＮｉ及び不純物でなり、含有する元素Ｍ（ただし、ＭはＡｌ、ＴｉおよびＴａの３種の元素を表し、さらにＮｂを含有する場合にはこれらにＮｂを加えた４種の元素を表す。）の全てがＮｉ３Ｍで表わされるγ’相を形成するとして求められるγ’相の全体に占める割合が原子％で２０〜４５％となる組成を有することを特徴とする熱間鍛造用金敷。
【請求項２】
前記熱間鍛造用金敷は、合金工具鋼を基材とすることを特徴とする請求項１に記載の熱間鍛造用金敷。
【請求項３】
打撃面の前記析出強化型耐熱合金層の下層に固溶強化型耐熱合金でなる中間層を有し、該中間層は合金工具鋼の基材上に形成されることを特徴とする請求項２に記載の熱間鍛造用金敷。
【請求項４】
請求項１乃至３の何れかに記載された熱間鍛造用金敷を準備する第１のステップと、
被鍛造材を加熱して前記熱間鍛造用金敷の前記打撃面に載置する第２のステップと、
前記被鍛造材を熱間鍛造しながら、加熱された前記被鍛造材の温度と熱間鍛造中の前記被鍛造材の発熱による温度を利用して前記打撃面の前記析出強化型耐熱合金層にγ’相を析出させる第３のステップとからなる
ことを特徴とする熱間鍛造方法。
【請求項１】
打撃面に析出強化型耐熱合金層を有する熱間鍛造用金敷において、前記析出強化型耐熱合金層はＮｉ基合金組成を有する肉盛層であり、該肉盛層は、質量％でＢ：０〜０．０２％、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｇ：０〜０．０１％、Ａｌ：０．５〜２％、Ｓｉ：０〜１％、Ｍｎ：０〜１％、Ｔｉ：１〜３％、Ｃｒ：１５〜２２％、Ｃｏ：２〜１５％、Ｎｂ：０〜３％、Ｍｏ：３〜７％、Ｔａ：１〜７％、Ｗ：３〜７％、且つ、Ｔａ単独またはＴａ＋２Ｎｂの合計で１〜７％を含み、残部はＮｉ及び不純物でなり、含有する元素Ｍ（ただし、ＭはＡｌ、ＴｉおよびＴａの３種の元素を表し、さらにＮｂを含有する場合にはこれらにＮｂを加えた４種の元素を表す。）の全てがＮｉ３Ｍで表わされるγ’相を形成するとして求められるγ’相の全体に占める割合が原子％で２０〜４５％となる組成を有することを特徴とする熱間鍛造用金敷。
【請求項２】
前記熱間鍛造用金敷は、合金工具鋼を基材とすることを特徴とする請求項１に記載の熱間鍛造用金敷。
【請求項３】
打撃面の前記析出強化型耐熱合金層の下層に固溶強化型耐熱合金でなる中間層を有し、該中間層は合金工具鋼の基材上に形成されることを特徴とする請求項２に記載の熱間鍛造用金敷。
【請求項４】
請求項１乃至３の何れかに記載された熱間鍛造用金敷を準備する第１のステップと、
被鍛造材を加熱して前記熱間鍛造用金敷の前記打撃面に載置する第２のステップと、
前記被鍛造材を熱間鍛造しながら、加熱された前記被鍛造材の温度と熱間鍛造中の前記被鍛造材の発熱による温度を利用して前記打撃面の前記析出強化型耐熱合金層にγ’相を析出させる第３のステップとからなる
ことを特徴とする熱間鍛造方法。
【図１】
【公開番号】特開２０１３−５２４４１（Ｐ２０１３−５２４４１Ａ）
【公開日】平成２５年３月２１日（２０１３．３．２１）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１２−１７４７７３（Ｐ２０１２−１７４７７３）
【出願日】平成２４年８月７日（２０１２．８．７）
【出願人】（０００００５０８３）日立金属株式会社 (2,051)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年３月２１日（２０１３．３．２１）
【国際特許分類】
【出願日】平成２４年８月７日（２０１２．８．７）
【出願人】（０００００５０８３）日立金属株式会社 (2,051)
【Ｆターム（参考）】
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