(57)【要約】  質量％で、Ｃ：０．６〜１．２％、Ｓｉ：０．７〜２．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｓ：０．０２〜０．１％、Ｃｒ：３．０〜５．０％未満、ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０４〜０．３％未満、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ量からなる関係式：２１．９×Ｓ＋１２４．２×（Ａｌ／Ｃｒ）−２．１によって求められる被削性指数ＭＰの値が０超の冷間工具鋼である。好ましくは調質後の硬さが６０ＨＲＣ以上である。Ｎｉを１．０％以下、Ｃｕを１．０％以下さらに含有してもよい。また、１．０％以下のＶ、０．５％以下のＮｂを、さらに含有してもよい。
2012115024.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．６〜１．２％、
Ｓｉ：０．７〜２．５％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｓ：０．０２〜０．１％、
Ｃｒ：３．０〜５．０％未満、
ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．５〜２．０％、
Ａｌ：０．０４〜０．３％未満、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
上記のＳ、Ｃｒ、Ａｌ量からなる関係式：２１．９×Ｓ＋１２４．２×（Ａｌ／Ｃｒ）−２．１によって求められる被削性指数ＭＰの値が０超であることを特徴とする被削性に優れた冷間工具鋼。
【請求項２】
質量％で、Ｎｉ：１．０％以下をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の被削性に優れた冷間工具鋼。
【請求項３】
質量％で、Ｃｕ：１．０％以下をさらに含有することを特徴とする請求項１または２に記載の被削性に優れた冷間工具鋼。
【請求項４】
質量％で、Ｖ：１．０％以下をさらに含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の被削性に優れた冷間工具鋼。
【請求項５】
質量％で、Ｎｂ：０．５％以下をさらに含有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の被削性に優れた冷間工具鋼。
【請求項６】
調質後の硬さが６０ＨＲＣ以上であることを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の被削性に優れた冷間工具鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、工具材料、特に家電、携帯電話や自動車関連部品を成形する冷間金型材料に適した冷間工具鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
室温での板材の曲げ、絞り、抜きなどのプレス成形に用いられる冷間工具では、その耐摩耗性を向上するために、焼入れ焼戻し（以下「調質」という。）により６０ＨＲＣ以上の硬さを達成できる鋼素材が提案されている（特許文献１ないし３）。このような高硬度の鋼素材となると、調質後に工具形状に切削加工することが困難であるため、通常は、硬さの低い焼鈍状態で粗加工を行った後に、６０ＨＲＣ以上の使用硬さに調質する。この場合、調質により工具に熱処理変形が生じることから、調質後には、その変形分を修正するための再度の仕上げ切削加工を施して最終工具形状に整えられる。調質による工具の熱処理変形の主な原因は、焼鈍状態ではフェライト組織であった鋼素材がマルテンサイト組織へと変態することで体積が膨張するためである。【０００３】
上記の鋼素材の他に、あらかじめ使用硬さに調質して供給されるプリハードン鋼が多く提案されている。プリハードン鋼では、最終工具形状まで一括して切削加工を行った後には、調質の必要がないため、調質に起因する工具の熱処理変形を除外でき、上記の仕上げ切削加工も省略できる有効な技術である。本技術に関しては、焼入れした鋼素材中に存在する、被削性を低下させる未固溶炭化物の量を最適化することにより、５５ＨＲＣを超える調質硬さを確保しつつ優れた被削性を有する冷間工具鋼が提案されている（特許文献４）。一方、切削加工時の切削工具と鋼素材との間の摩擦によって生じる工具摩耗を抑制するために、融点が１２００℃以下の酸化物（（ＦｅＯ）２・ＳｉＯ２、Ｆｅ２ＳｉＯ４または（ＦｅＳｉ）Ｃｒ２Ｏ２とある）を形成する元素を添加し、切削加工時に発生する熱により金型表面に前記酸化物を形成することで自己潤滑性を付与した冷間工具鋼も提案されている（特許文献５）
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００８−１８９９８２号公報
【特許文献２】特開２００９−１３２９９０号公報
【特許文献３】特開２００６−１９３７９０号公報
【特許文献４】特開２００１−３１６７６９号公報
【特許文献５】特開２００５−２７２８９９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
特許文献４に開示される冷間工具鋼は、切削加工時の被削性と工具としての耐摩耗性を両立する優れたプリハードン鋼である。しかし、耐摩耗性については、規定される未固溶炭化物の形成量が少ないことに加えて、焼入温度も制限されていることから、６０ＨＲＣ以上の調質硬さともなると、これを得られる成分範囲は非常に限定される。そして、焼入加熱時の結晶粒成長を抑制する目的で特許文献４において添加されることが好ましいとされるＮｂやＶは、上記の焼入温度で未固溶のＭＣ炭化物を形成しやすい元素である。ＭＣ炭化物は硬質のため、特許文献４に開示される成分組成においては、調質後の被削性が著しく低下する問題がある。【０００６】
また、特許文献５に開示される冷間工具鋼は、低融点酸化物を自己潤滑皮膜として利用しているが、酸化物の融点まで切削温度が上昇しない場合には潤滑効果が得られない。そして逆に、切削温度が上昇し過ぎた場合には酸化物の粘度が著しく低下して、潤滑皮膜としての機能を果たさなくなり得るといった問題がある。【０００７】
本発明の目的は、６０ＨＲＣ以上の高い調質硬さも安定して達成できる成分組成を基本とした上で、好ましくは未固溶炭化物の形成量をさらに増加しても、切削温度に依存せずに、調質後の被削性を飛躍的に向上した冷間工具鋼を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者は、冷間工具鋼の被削性を向上する手法を鋭意研究した。その結果、高融点酸化物であるＡｌ２Ｏ３を積極的に導入して、これと高延性介在物であるＭｎＳからなる複合潤滑保護皮膜を切削加工時の熱により切削工具の表面に形成させる手法を見いだした。そして、６０ＨＲＣ以上の調質硬さを達成して、この複合潤滑保護皮膜を形成することが可能な鋼素材には最適な成分範囲があり、これを特定できたことで、本発明に到達した。【０００９】
すなわち、本発明は、質量％で、
Ｃ：０．６〜１．２％、
Ｓｉ：０．７〜２．５％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｓ：０．０２〜０．１％、
Ｃｒ：３．０〜５．０％未満、
ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．５〜２．０％、
Ａｌ：０．０４〜０．３％未満、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
上記のＳ、Ｃｒ、Ａｌ量からなる関係式：２１．９×Ｓ＋１２４．２×（Ａｌ／Ｃｒ）−２．１によって求められる被削性指数ＭＰの値が０超であることを特徴とする調質後の被削性に優れた冷間工具鋼である。好ましくは、調質後の硬さが６０ＨＲＣ以上である。【００１０】
本発明の冷間工具鋼は、１．０％以下のＮｉを、あるいはさらに１．０％以下のＣｕを含有してもよい。【００１１】
そして、本発明の冷間工具鋼は、１．０％以下のＶを、あるいはさらに０．５％以下のＮｂを、さらに含有してもよい。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、多数の成分組成に広く対応できる被削性の向上手段を採用したことから、６０ＨＲＣ以上の硬さに調質して、さらに未固溶炭化物量が多い合金設計をしても、切削温度に依存せずに、調質後の被削性を飛躍的に向上した冷間工具鋼とすることができる。したがって、冷間工具鋼の調質硬さや、各種機能に応じての未固溶炭化物量を自由に選択することが可能となり、特にプリハードン冷間工具鋼の実用化にとって欠くことのできない技術となる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１Ａ】本発明例である試料Ｎｏ．１の切削加工に用いた切削工具のすくい面および逃げ面を示したデジタルマイクロスコープ写真。図面上側がすくい面、図面下側が逃げ面を示している。
【図１Ｂ】本発明例である試料Ｎｏ．６の切削加工に用いた切削工具のすくい面および逃げ面を示したデジタルマイクロスコープ写真。図面上側がすくい面、図面下側が逃げ面を示している。
【図１Ｃ】本発明例である試料Ｎｏ．１１の切削加工に用いた切削工具のすくい面および逃げ面を示したデジタルマイクロスコープ写真。図面上側がすくい面、図面下側が逃げ面を示している。
【図１Ｄ】比較例である試料Ｎｏ．２２の切削加工に用いた切削工具のすくい面および逃げ面を示したデジタルマイクロスコープ写真。図面上側がすくい面、図面下側が逃げ面を示している。
【図１Ｅ】比較例である試料Ｎｏ．３０の切削加工に用いた切削工具のすくい面および逃げ面を示したデジタルマイクロスコープ写真。図面上側がすくい面、図面下側が逃げ面を示している。
【図１Ｆ】比較例である試料Ｎｏ．３４の切削加工に用いた切削工具のすくい面および逃げ面を示したデジタルマイクロスコープ写真。図面上側がすくい面、図面下側が逃げ面を示している。
【図２Ａ】図１Ａ（試料Ｎｏ．１）の切削工具の表面に形成された付着物をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）分析したときのそれぞれＡｌ(左上)、Ｏ（右上）、Ｍｎ（左下）、Ｓ（右下）のマップ図である。
【図２Ｂ】図１Ｂ（試料Ｎｏ．６）の切削工具の表面に形成された付着物をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）分析したときのそれぞれＡｌ、Ｏ、Ｍｎ、Ｓのマップ図である。
【図２Ｃ】図１Ｃ（試料Ｎｏ．１１）の切削工具の表面に形成された付着物をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）分析したときのそれぞれＡｌ、Ｏ、Ｍｎ、Ｓのマップ図である。
【図２Ｄ】図１Ｄ（試料Ｎｏ．２２）の切削工具の表面に形成された付着物をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）分析したときのそれぞれＡｌ、Ｏ、Ｍｎ、Ｓのマップ図である。
【図２Ｅ】図１Ｅ（試料Ｎｏ．３０）の切削工具の表面に形成された付着物をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）分析したときのそれぞれＡｌ、Ｏ、Ｍｎ、Ｓのマップ図である。
【図２Ｆ】図１Ｆ（試料Ｎｏ．３４）の切削工具の表面に形成された付着物をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）分析したときのそれぞれＡｌ、Ｏ、Ｍｎ、Ｓのマップ図である。
【図３Ａ】図２Ａ（試料Ｎｏ．１）の付着物を、ＴｉＮコーティングとともに示した断面ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）写真である。
【図３Ｂ】図２Ｄ（試料Ｎｏ．２２）の付着物を、ＴｉＮコーティングとともに示した断面ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）写真である。
【図３Ｃ】図２Ｅ（試料Ｎｏ．３０）の付着物を、ＴｉＮコーティングとともに示した断面ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）写真である。
【図４】本発明および比較例の切削加工に用いた切削工具の逃げ面における母材露出幅と切削距離との関係を示した図である。
【図５Ａ】本発明である試料Ｎｏ．Ａの切削加工（切削距離２５ｍ）に用いた切削工具の逃げ面およびすくい面を示したデジタルマイクロスコープ写真である。図面上側がすくい面、図面下側が逃げ面を示している。
【図５Ｂ】本発明である試料Ｎｏ．Ｂの切削加工（切削距離２５ｍ）に用いた切削工具の逃げ面およびすくい面を示したデジタルマイクロスコープ写真である。図面上側がすくい面、図面下側が逃げ面を示している。
【図５Ｃ】比較例である試料Ｎｏ．Ｃの切削加工（切削距離２０ｍ）に用いた切削工具の逃げ面およびすくい面を示したデジタルマイクロスコープ写真である。図面上側がすくい面、図面下側が逃げ面を示している。
【図５Ｄ】比較例である試料Ｎｏ．Ｄの切削加工（切削距離１０ｍ）に用いた切削工具の逃げ面およびすくい面を示したデジタルマイクロスコープ写真である。図面上側がすくい面、図面下側が逃げ面を示している。
【図５Ｅ】比較例である試料Ｎｏ．Ｅの切削加工（切削距離１５ｍ）に用いた切削工具の逃げ面およびすくい面を示したデジタルマイクロスコープ写真である。図面上側がすくい面、図面下側が逃げ面を示している。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明の特徴は、調質硬さを向上した上で、さらに結晶粒径の制御などのために未固溶炭化物を多く形成した場合でも、調質後の被削性が切削温度に依存せず良好な冷間工具鋼を実現したところにある。具体的には、６０ＨＲＣ以上の調質硬さが得られることに加えて、切削工具の摩耗を抑制するために、高融点酸化物であるＡｌ２Ｏ３と高延性介在物であるＭｎＳの複合潤滑保護皮膜が切削工具の表面に形成されるように、鋼素材を成分設計したことである。
【００１５】
まず、本発明者は、冷間工具鋼の成分組成に広く対応し得る被削性の向上手段を検討した。その結果、自己潤滑性の有効性に注目した。そして、特許文献５のような低融点酸化物を利用した自己潤滑性の作用効果について検討したところ、これには切削温度に依存した課題があることをつきとめた。つまり、自己潤滑性を有する低融点酸化物は、一般的に鋼素材中に大量に含まれるＦｅやＣｒを含む複合酸化物であるため、切削温度の変動によって複合酸化物の成分や形成量が大きく変動し、安定した潤滑効果を得られない。
【００１６】
そこで、本発明では、低融点酸化物を利用しないで冷間工具鋼の被削性を向上する手法を鋭意研究したところ、逆に高融点酸化物であるＡｌ２Ｏ３を積極的に導入して、これと高延性介在物であるＭｎＳからなる複合潤滑保護皮膜を切削加工時の熱により切削工具の表面に形成させる手法を見いだした。この複合潤滑保護皮膜は、広範囲の切削温度に対応して効果が変動せず、しかもＮｂやＶといった硬質のＭＣ炭化物を形成する元素を添加した場合でも良好な被削性を確保できる。そして、６０ＨＲＣ以上の調質硬さを達成して、この複合潤滑保護皮膜を形成することが可能な鋼素材には最適な成分範囲があり、これを特定できたことで、本発明に到達した。以下、本発明の冷間工具鋼の成分組成について説明する。
【００１７】
・Ｃ：０．６〜１．２質量％（以下、単に％と表記）
Ｃは、鋼中で炭化物を形成し、冷間工具鋼に硬さを付与する重要な元素である。Ｃが少なすぎると形成される炭化物量が不足し、６０ＨＲＣ以上の硬さを付与することが困難である。一方、過多の含有は、焼入れしたときの未固溶炭化物量の増加により靱性が低下しやすい。よって、Ｃの含有量は０．６〜１．２％とした。好ましくは０．７％以上および／または１．０％以下である。
【００１８】
・Ｓｉ：０．７〜２．５％
Ｓｉは、鋼中に固溶して、冷間工具鋼に硬さを付与する重要な元素である。また、ＦｅやＣｒよりも酸化傾向が強いことに加えて、Ａｌ２Ｏ３とコランダム系の酸化物を形成しやすい元素であるため、本発明では酸化物を低融点化するＦｅ系酸化物やＣｒ系酸化物の形成を抑制し、Ａｌ２Ｏ３保護皮膜の形成を促進する重要な作用がある。しかし、多すぎると焼入れ性や靱性が著しく低下する。よって、Ｓｉは０．７〜２．５％とした。好ましくは０．８％以上および／または２．０％以下である。
【００１９】
・Ｍｎ：０．３〜２．０％
Ｍｎは、本発明の重要な元素であり、切削工具表面に形成されたＡｌ２Ｏ３保護皮膜上で良好な潤滑皮膜として作用する。そして、オーステナイト形成元素であり、鋼中に固溶して焼入れ性を向上する。しかし、添加量が多すぎると調質後に残留オーステナイトが多く残り、工具使用時の経年変寸の原因となる。また、ＦｅやＣｒと低融点酸化物を形成しやすいため、Ａｌ２Ｏ３保護皮膜の機能を阻害する要因となる。よって、本発明では０．３〜２．０％とした。好ましくは０．４％以上および／または１．５％以下である。
【００２０】
・Ｓ：０．０２〜０．１％
Ｓは、本発明の重要な元素であり、切削工具表面に形成されたＡｌ２Ｏ３保護皮膜上で良好な潤滑皮膜として作用する。このような潤滑作用が十分に発揮されるためには０．０２％以上の添加が必要であるが、Ｓは鋼の靱性を劣化させるため、上限は０．１％とする。好ましくは０．０３％以上および／または０．０８％以下である。
【００２１】
・Ｃｒ：３．０〜５．０％未満
Ｃｒは、調質後の組織中にＭ７Ｃ３炭化物を形成することで、冷間工具鋼に硬さを付与する。また、焼入加熱時に一部は未固溶炭化物として存在して、結晶粒の成長を抑制する効果がある。ただし、Ｃｒが３．０％未満では、形成される炭化物量が少なく、６０ＨＲＣ以上の硬さを達成することが困難である。一方、Ｃｒを５．０％未満とすることで、未固溶炭化物量が減少して、靱性が向上する。そして、Ｃｒを含む低融点酸化物の過多の形成を抑えることで、後述のＡｌによるＡｌ２Ｏ３保護皮膜の機能を向上することができ、被削性を著しく向上させることが可能となる。また、結晶粒の成長抑制や硬さ付与の目的で、硬質のＭＣ炭化物を形成するＶやＮｂを添加する場合、Ｍ７Ｃ３炭化物と共存させることで、粗大なＭＣ炭化物の形成を抑制する効果もあるが、Ｃｒが３．０％未満の場合はその効果が十分に得られず、被削性が低下する。このため、Ｃｒは３．０〜５．０％未満とすることが重要である。好ましくは３．１％以上および／または４．８％以下である。
【００２２】
・ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．５〜２．０％
ＭｏおよびＷは、調質時の焼戻しにおいて、微細炭化物の析出強化（二次硬化）により硬さを向上させる元素である。しかし同時には、焼戻しで起こる残留オーステナイトの分解を遅滞させるため、過多に含有すると、調質後の組織に残留オーステナイトが残りやすい。また、ＭｏやＷは高価な元素であるため、実用化する上では添加量を極力低減すべきである。よって、これら元素の添加量は（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式で０．５〜２．０％とする。
【００２３】
・Ａｌ：０．０４〜０．３％未満
Ａｌは、本発明の重要な元素であり、切削加工時に高融点酸化物であるＡｌ２Ｏ３を切削工具表面に形成し、保護皮膜として機能する。そして、０．０４％以上を含有することで、十分な厚さの保護皮膜が形成され、工具寿命が改善する。しかし、Ａｌを多量に添加した場合は、鋼素材中にＡｌ２Ｏ３が介在物として多く形成されるため、鋼素材の被削性がかえって低下する。このため、Ａｌ添加量の上限は０．３％未満とする。好ましくは０．０５％以上および／または０．１５％以下である。
【００２４】
・上記のＳ、Ｃｒ、Ａｌ量からなる関係式：２１．９×Ｓ＋１２４．２×（Ａｌ／Ｃｒ）−２．１によって求められる被削性指数ＭＰの値が０超である。
被削性指数ＭＰの調整は、本発明の最大の特徴であるＡｌ２Ｏ３とＭｎＳからなる複合潤滑保護皮膜を、切削加工時の工具表面に十分に形成させるための必須要件である。本発明の鋼素材中に含まれる十分量のＡｌは、切削加工時に発生する熱によって高融点酸化物であるＡｌ２Ｏ３を切削工具の表面に形成する。Ａｌ２Ｏ３の融点は約２０５０℃であり、これは切削温度よりも遥かに高いため、Ａｌ２Ｏ３は切削工具の保護皮膜として機能する。さらに、本発明の鋼素材中に含まれる十分量のＳは、ＭｎＳを形成する。ＭｎＳは延性に富むことに加え、Ａｌ２Ｏ３との馴染みが良いため、上記のＡｌ２Ｏ３保護皮膜上に堆積して、これらが良好な複合潤滑保護皮膜としての役割を果たす。
【００２５】
一方、冷間工具鋼の主要成分であるＣｒは、低融点酸化物を形成しやすい。つまり、鋼中のＡｌ量に対して、過多に含有されるＣｒは、Ａｌ２Ｏ３保護皮膜の機能を阻害する要因となる。そして、この結果、本発明の特徴とするＡｌ２Ｏ３とＭｎＳからなる複合潤滑保護皮膜の機能を阻害する要因となる。したがって、本発明の冷間工具鋼は、０．０４％以上の十分量のＡｌを含有した上で、鋼中のＡｌ量とＣｒ量のバランス（Ａｌ／Ｃｒ）を調整することが重要である。そして、これに見合ったＳ量の調整を行うことで、上記の複合潤滑保護皮膜の機能が発揮される。
【００２６】
以上の作用効果に基づいて、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌの自己潤滑性に及ぼす影響度の相互関係を詳細に研究した。その結果、本発明の成分組成を満たした冷間工具鋼の場合、これら３元素による上記の影響度には「２１．９×Ｓ＋１２４．２×（Ａｌ／Ｃｒ）−２．１」の相互関係が成立し、この関係式による値を被削性指数ＭＰとすることで、本発明の被削性を精度よく評価できることをつきとめた。そして、このＭＰ値が大きくなると、本発明の高融点酸化物を用いた複合潤滑保護皮膜による被削性向上効果が発揮され、具体的には０を超えるように成分組成を調整すれば、この効果は十分に発揮される。
【００２７】
・好ましくは、Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、鋼の靱性や溶接性を改善する元素である。また、調質時の焼戻しではＮｉ３Ａｌとして析出し、鋼の硬さを高める効果があるので、本発明の冷間工具鋼が含有するＡｌ量に応じて添加することは有効である。一方、Ｎｉは高価な金属であり、実用化する上では添加量を極力低減すべき元素である。この場合、本発明の冷間工具鋼は、同様に高価な金属であるＣｒの添加量を代表的な冷間工具鋼であるＪＩＳ−ＳＫＤ１１よりも大幅に低減できているので、その分Ｎｉの添加量を上げることができる。そこで、本発明のＮｉは、１．０％以下までなら添加してもよい。
【００２８】
・好ましくは、Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、調質時の焼戻しにおいてε-Ｃｕとして析出し、鋼の硬さを高める効果がある。ただし、Ｃｕは鋼素材の熱間脆性を引き起こす元素である。よって、本発明におけるＣｕは、１．０％以下を添加することができる。なお、Ｃｕによる熱間脆性を抑制するには、Ｎｉを同時に添加することも好ましい。そして、このときのＣｕとＮｉは、ほぼ同量とすることが、さらに好ましい。
【００２９】
・好ましくは、Ｖ：１．０％以下
Ｖは、種々の炭化物を形成して、鋼の硬さを高める効果がある。また、形成された未固溶のＭＣ炭化物は、結晶粒の成長を抑制する効果がある。そして特に、後述のＮｂと複合添加することで、焼入加熱時に未固溶のＭＣ炭化物が微細かつ均一となり、結晶粒成長を効果的に抑制する働きがある。一方、ＭＣ炭化物は硬質であり、被削性を低下させる原因となる。そこで本発明では、上述した複合潤滑保護皮膜を切削加工時の工具表面に形成させたことで、鋼素材中に多くのＭＣ炭化物を形成しても良好な被削性を確保できる点に重要な特徴を有する。ただし、過多のＶ添加は、粗大なＭＣ炭化物を過剰に形成して、冷間工具鋼の靱性や被削性を低下させる。本発明では、粗大なＭＣ炭化物の形成を抑制するためＣｒを３．０％以上としているが、Ｖは添加する場合でも１．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．７％以下である。
【００３０】
・好ましくは、Ｎｂ：０．５％以下
Ｎｂは、ＭＣ炭化物を形成して、結晶粒の粗大化を抑える働きがある。ただし、過多に添加すると、粗大なＭＣ炭化物が過剰に形成されて、鋼の靱性や被削性が低下する。本発明では、粗大なＭＣ炭化物の形成を抑制するためＣｒを３．０％以上としているが、この場合においてもＮｂは０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．３％以下である。
【００３１】
本発明の冷間工具鋼は、プリハードン鋼として用いることで、調質に起因する熱処理変形が除外され、仕上げ切削加工を省略することできる。ただし、従来のように焼鈍状態で粗加工した後に調質し、仕上げ切削加工を施す場合でも、切削工具表面には同様に複合潤滑保護皮膜が形成されるため、仕上げ切削加工の高効率化および工具寿命の改善に有効である。また、本発明の冷間工具鋼からなる冷間工具において、表面ＰＶＤ処理を行うことで、高い寸法精度を維持しつつ耐摩耗性をさらに向上することが可能である。
【実施例１】
【００３２】
高周波誘導溶解炉を使用して材料を溶解し、表１に示す化学成分を有したインゴットを作製した。次に、これらのインゴットに対して、鍛造比が１０程度になるように熱間鍛造を行い、冷却後、８６０℃で焼鈍を行った。そして、これらの焼鈍材に１０３０℃からの空冷による焼入れ処理を行った後、５００〜５４０℃で２回の焼戻し処理により６０±２ＨＲＣの硬さに調質し、被削性を評価するための試験片を作製した。ただし、表１に示すように、試料Ｎｏ．３５、３６はＭ７Ｃ３炭化物を形成するＣｒ、ＭＣ炭化物を形成するＮｂ、Ｖの添加量が少ないため、５００〜５４０℃の焼戻し処理では５５ＨＲＣ以上の硬さが得られず、冷間工具鋼としての使用に適さない。【００３３】
【表１】
2012115024.tif 000003
【００３４】
被削性試験は、高硬度材の切削に対応した刃先交換式工具として日立ツール株式会社製インサートＰＩＣＯｍｉｎｉを用いた平面切削により実施した。インサートは、超硬合金を母材とし、表面にＴｉＮコーティングを施したものである。切削条件は、切削速度７０ｍ／ｍｉｎ、回転数１８５７／ｍｉｎ、送り速度７４３ｍｍ／ｍｉｎ、一刃当たりの送り量０．４ｍｍ／刃、切込み深さ０．１５ｍｍ、切込み幅６ｍｍ、刃数１とした。【００３５】
被削性の評価は、次の二点をもとに行った。まず、切削工具表面におけるＡｌ２Ｏ３とＭｎＳからなる複合潤滑保護皮膜の形成量を評価した。この形成量は、切削開始直後の切削距離０．８ｍの段階で、インサートをすくい面側からＥＰＭＡを用いて分析し、このときのＡｌおよびＳの平均カウント数とした。そして、切削距離を８ｍまで延長して、このときの工具摩耗量を、光学顕微鏡を用いて実測した。これらの評価結果を表２に示す。【００３６】
【表２】
2012115024.tif 000004
【００３７】
本発明の冷間工具鋼は、切削工具表面に複合潤滑保護皮膜が形成され、工具摩耗が抑制されている。そして、未固溶炭化物を形成するＶやＮｂが添加された場合でも、良好な被削性が維持されている。これに対して、本発明の被削性指数ＭＰを満たさない冷間工具鋼は、本発明に比べて工具摩耗量が多い。【００３８】
また、試料Ｎｏ．３３、３４は被削性指数ＭＰが高いが被削性が悪い。これは、６０±２ＨＲＣの硬さを確保するために、Ｃｒ添加量が少ないにも関わらずＶ、Ｎｂを多く添加した結果、粗大なＭＣ炭化物が多く形成されたことによる。【００３９】
図１Ａ〜Ｅは、それぞれ試料Ｎｏ．１、６、１１、２２、３０、３４で用いた切削工具の逃げ面およびすくい面を示したデジタルマイクロスコープ写真であり、図２Ａ〜Ｅは、図１Ａ〜Ｅの表面に形成された付着物のＥＰＭＡによる分析結果である（各元素の高濃度部は白色で示されている）。表２でＡｌおよびＳの平均カウント数が高かった試料Ｎｏ．１、６、１１は、図２Ａ〜ＣのＥＰＭＡ分析においてもＡｌとＳが広範囲に渡って付着している様子が確認された。これに比べて、被削性指数ＭＰがマイナス値である試料Ｎｏ．２２は、試料Ｎｏ．１、６、１１よりもＡｌおよびＳの平均カウント数が低く、ＡｌやＳの付着量が少なかった。なお、もとより鋼中のＡｌおよびＳ含有量が少ない試料Ｎｏ．３０は、これら元素の平均カウント数も低く、ＥＰＭＡ分析でＡｌおよびＳの存在がほとんど検出されなかった（検出されたのは、試験片から移ったと思われるＦｅおよびＣｒが殆どであった）。試料Ｎｏ．３４は、図２ＥのＥＰＭＡ分析においてＡｌ、Ｓが付着しているが、Ｓの付着範囲が狭く、表２に示したＳの平均カウント数も低い。これは、工具表面に一度付着したＭｎＳが、粗大なＭＣ炭化物によって削り取られ、複合潤滑保護皮膜としての機能を十分に有さないことによる。【００４０】
そして、切削工具の摩耗状態を示した図１Ａ〜Ｅでは、上記の結果に対応して、試料Ｎｏ．１、６、１１の工具すくい面には付着物が顕著に付着しており、工具摩耗が逃げ面、すくい面の両方で抑制されていることがわかる。また、工具摩耗は均一にかつ安定して進んでいる。これに対して、試料Ｎｏ．２２の工具摩耗量は、試料Ｎｏ．１の倍近くであり、工具にはチッピングも発生していた。そして、試料Ｎｏ．３０や試料Ｎｏ．３４の工具表面も、試料Ｎｏ．２２と同様に損傷が激しかった。【００４１】
さらに図３Ａ〜Ｃは、それぞれ試料Ｎｏ．１、２２、３０における工具表面に確認された付着物を、その下にあるＴｉＮコーティングとともに示した断面ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）像である。図中の符合１は試料調製のための保護膜、２は切削時の付着物、３はＴｉＮ塑性変形領域、４はＴｉＮ未変形領域を示す。上記の結果に即しては、やはりＡｌおよびＳの平均カウント数が高かった試料Ｎｏ．１の付着物は厚く、同カウント数が低くなるに従い、試料Ｎｏ．２２では付着物が薄く移行した。試料Ｎｏ．３０では、付着物は殆ど観察されなかった。そして、試料Ｎｏ．１と同様、試料Ｎｏ．２２の工具表面にもＡｌ２Ｏ３とＭｎＳが付着していたが、その厚さは薄く、チッピングが発生したことは上記の通りである。試料Ｎｏ．１の付着物が高い潤滑保護機能を発揮していることは、切削加工時の摩擦応力によって通常は塑性変形する工具表面のＴｉＮコーティングが、付着物が厚い試料Ｎｏ．１では抑えられている（塑性変形領域が最も狭い）ことからわかる。
【実施例２】
【００４２】
ＴｉＮコーティングよりも硬質のＴｉＡｌＮコーティングを超硬母材に施した日立ツール株式会社製インサートＰＩＣＯｍｉｎｉを用い、切削速度１６０ｍ／ｍｉｎ、回転数４２４４／ｍｉｎ、送り速度１６９８ｍｍ／ｍｉｎ、一刃当たりの送り量０．４ｍｍ／刃、切込み深さ０．１５ｍｍ、切込み幅６ｍｍ、刃数１の切削条件で被削性を評価した。工具顕微鏡を用い、工具逃げ面におけるＴｉＡｌＮコーティング剥離後の超硬母材の露出幅を測定した。【００４３】
被削材は、高周波誘導溶解炉および大気アーク溶解炉を使用して、表３に示す化学成分を有したインゴットから作製した。インゴットに対して鍛造比が５程度になるように熱間鍛造を行い、冷却後、８６０℃で焼鈍を行った。そして、これらの焼鈍材に１０３０℃からの空冷による焼入れ処理を行った後、５００〜５４０℃で２回の焼戻し処理により６０±２ＨＲＣの硬さに調質し、試験片を作製した。【００４４】
【表３】
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【００４５】
切削距離を２５ｍまで延長した場合の、切削工具の逃げ面における超硬母材露出幅の推移を図４に、切削工具の逃げ面およびすくい面を示したデジタルマイクロスコープ写真を図５Ａ〜Ｅに示す。本発明に係る冷間工具鋼は、２５ｍまで切削しても母材露出幅が０．０２ｍｍ以下であり、工具がほとんど損傷していない。これに対して、本発明を満たさない冷間工具鋼は、切削距離１０ｍの段階ですでに０．０５ｍｍ以上露出し、試料Ｎｏ．３、４ではチッピングが発生した。このように、本発明の冷間工具鋼は、実施例１と別の切削条件でも被削性に優れることが確認された。
【図１Ａ】
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【図１Ｂ】
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【図１Ｃ】
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【図１Ｄ】
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【図１Ｅ】
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【図１Ｆ】
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【図２Ａ】
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【図２Ｂ】
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【図２Ｃ】
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【図２Ｄ】
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【図２Ｅ】
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【図２Ｆ】
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【図３Ａ】
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【図３Ｂ】
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【図３Ｃ】
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【図４】
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【図５Ａ】
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【図５Ｂ】
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【図５Ｃ】
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【図５Ｄ】
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【図５Ｅ】
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【国際調査報告】
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