(57)【要約】【課題】  ５８ＨＲＣ以上、さらには６０ＨＲＣ以上の高硬度を得られ、かつ、被削性に優れた冷間金型用鋼およびその製造方法を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．６〜１．２％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０２〜０．１％、Ｃｒ：３．０〜９．０％、ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：１．２％以下、ＮｂおよびＶは単独または複合で（Ｎｂ＋１／２Ｖ）：０．１〜１．０％、Ａｌ：０．０４〜０．３％未満、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、断面組織中に占める一次炭化物の面積率が３〜６％であり、硬さが５８ＨＲＣ以上の高硬度冷間金型用鋼である。  そして、上記の成分組成からなる鋼に焼入れ処理を行った後、４５０℃以上の温度で焼戻し処理を行って、硬さを５８ＨＲＣ以上に調整する高硬度冷間金型用鋼の製造方法である。【選択図】図１
2014031575.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．６〜１．２％、
Ｓｉ：２．５％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０２〜０．１％、
Ｃｒ：３．０〜９．０％、
ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：１．２％以下、
ＮｂおよびＶは単独または複合で（Ｎｂ＋１／２Ｖ）：０．１〜１．０％、
Ａｌ：０．０４〜０．３％未満、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
断面組織中に占める一次炭化物の面積率が３〜６％であり、
硬さが５８ＨＲＣ以上であることを特徴とする高硬度冷間金型用鋼。
【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に記載の高硬度冷間金型用鋼。
【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に記載の高硬度冷間金型用鋼。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：０．６〜１．２％、
Ｓｉ：２．５％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０２〜０．１％、
Ｃｒ：３．０〜９．０％、
ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：１．２％以下、
ＮｂおよびＶは単独または複合で（Ｎｂ＋１／２Ｖ）：０．１〜１．０％、
Ａｌ：０．０４〜０．３％未満、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼に焼入れ処理を行った後、４５０℃以上の温度で焼戻し処理を行って、硬さを５８ＨＲＣ以上に調整することを特徴とする高硬度冷間金型用鋼の製造方法。
【請求項５】
前記鋼が、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４に記載の高硬度冷間金型用鋼の製造方法。
【請求項６】
前記鋼が、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４または５に記載の高硬度冷間金型用鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、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高硬度冷間金型用鋼およびその製造方法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金型では、その耐摩耗性を向上させるために、５８ＨＲＣ以上、さらには６０ＨＲＣ以上の硬さをも達成できる冷間金型用鋼の表面に、ＰＶＤ（物理蒸着）処理により硬質皮膜を形成する手法が広く用いられている。ＰＶＤでは、硬質皮膜の密着性を向上させるための前処理として金型表面の磨きを行うが、金型用鋼中に一次炭化物が存在する場合、マトリックスと一次炭化物の硬度の違いによって磨き深さに違いが生じ、皮膜の密着性が低下する（特許文献１）。このため、一次炭化物量を低減し、上記の皮膜密着性に起因する表面処理性を向上したいわゆるマトリックス系の冷間金型用鋼が多く提案されている（特許文献２〜４）。一次炭化物の低減は、冷間金型用鋼を金型形状に切削加工する際の被削性の向上にも有効である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２００９−１３２９９０号公報
【特許文献２】特開２００１−１０７１８１号公報
【特許文献３】特開２００８−１８９９８２号公報
【特許文献４】特開２００９−１６７４３５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
マトリックス系の冷間金型用鋼は、一次炭化物量を低減した点で、ＰＶＤ表面処理性や被削性の面で有利である反面、焼入れ焼戻し後の硬さが低下する。そこで、５８ＨＲＣ以上、さらには６０ＨＲＣ以上もの高硬度を確保するために、焼戻し時に二次硬化を示すＭｏ、Ｗ等の合金元素が多く添加される。ただし、Ｍｏ、Ｗは高価な合金元素であることから、冷間金型用鋼そのもののコストが上昇する。また、ＭｏやＷは残留オーステナイトを安定化させるため、焼戻し後も残留オーステナイトが残存しやすく、表面処理時や冷間金型として使用している間にオーステナイトがマルテンサイトに分解し、金型の寸法変化が発生する。
【０００５】
本発明の目的は、５８ＨＲＣ以上、さらには６０ＨＲＣ以上の高硬度を得られ、かつ、被削性、表面処理性、寸法安定性を維持でき、さらには向上できる冷間金型用鋼を、コストを抑えて提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者は、Ｍｏ、Ｗといった高価な合金元素の添加量を抑えた冷間金型用鋼の成分組成で、高硬度と、その高硬度の領域における被削性を両立し、さらには表面処理性、寸法安定性の維持にも配慮した手法を鋭意研究した。その結果、これら多くの特性を総合的に維持するには、成分組成の見直しだけではなく、炭化物形態の最適化が必要であることがわかった。そして、これらの条件を特定できたことで、本発明に到達した。
【０００７】
すなわち、本発明は、質量％で、
Ｃ：０．６〜１．２％、
Ｓｉ：２．５％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０２〜０．１％、
Ｃｒ：３．０〜９．０％、
ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：１．２％以下、
ＮｂおよびＶは単独または複合で（Ｎｂ＋１／２Ｖ）：０．１〜１．０％、
Ａｌ：０．０４〜０．３％未満、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
断面組織中に占める一次炭化物の面積率が３〜６％であり、
硬さが５８ＨＲＣ以上であることを特徴とする高硬度冷間金型用鋼である。
【０００８】
本発明の冷間金型用鋼は、さらに１．０％以下のＮｉを含有してもよい。また、本発明の冷間金型用鋼は、さらに１．０％以下のＣｕを含有してもよい。
【０００９】
そして、本発明は、質量％で、
Ｃ：０．６〜１．２％、
Ｓｉ：２．５％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０２〜０．１％、
Ｃｒ：３．０〜９．０％、
ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：１．２％以下、
ＮｂおよびＶは単独または複合で（Ｎｂ＋１／２Ｖ）：０．１〜１．０％、
Ａｌ：０．０４〜０．３％未満、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼に焼入れ処理を行った後、４５０℃以上の温度で焼戻し処理を行って、硬さを５８ＨＲＣ以上に調整することを特徴とする高硬度冷間金型用鋼の製造方法である。焼入れ処理される前の前記鋼は、さらに１．０％以下のＮｉを含有してもよい。また、焼入れ処理される前の前記鋼は、さらに１．０％以下のＣｕを含有してもよい。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、５８ＨＲＣ以上、さらには６０ＨＲＣ以上の高硬度を得られ、かつ、被削性、表面処理性、寸法安定性を維持でき、さらには向上できる冷間金型用鋼を、コストを抑えて提供することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）で分析した本発明例の冷間金型用鋼の断面組織を二値化処理した画像であり、該断面組織中に占める一次炭化物の分布を示す図面代用写真である。
【図２】本発明例の冷間金型用鋼を切削加工した時、切削工具の表面に形成された付着物をＥＰＭＡで分析した元素分布を示す図面代用写真である。
【図３】比較例の冷間金型用鋼を切削加工した時、切削工具の表面に形成された付着物をＥＰＭＡで分析した元素分布を示す図面代用写真である。
【図４】本発明例の冷間金型用鋼を切削加工した後の、切削工具の逃げ面およびすくい面の形態をデジタルマイクロスコープで撮影した図面代用写真である。
【図５】比較例の冷間金型用鋼を切削加工した後の、切削工具の逃げ面およびすくい面の形態をデジタルマイクロスコープで撮影した図面代用写真である。
【図６】本発明例および比較例の冷間金型用鋼を切削加工した後の、切削工具の逃げ面における工具母材の最大摩耗幅と、冷間金型用鋼中の一次炭化物の面積率との関係を示した図である。
【図７】本発明例の冷間金型用鋼の断面組織を光学顕微鏡で観察したときのミクロ組織写真である。
【図８】比較例の冷間金型用鋼の断面組織を光学顕微鏡で観察したときのミクロ組織写真である。
【図９】本発明例の冷間金型用鋼を切削加工した後の、切削工具の逃げ面およびすくい面の形態をデジタルマイクロスコープで撮影した図面代用写真である。
【図１０】比較例の冷間金型用鋼を切削加工した後の、切削工具の逃げ面およびすくい面の形態をデジタルマイクロスコープで撮影した図面代用写真である。
【図１１】本発明例および比較例の冷間金型用鋼を切削加工した後の、切削工具の逃げ面における工具母材の最大摩耗幅と、冷間金型用鋼中の一次炭化物の面積率との関係を示した図である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明の特徴は、Ｍｏ、Ｗといった高価な合金元素が少ない場合でも、５８ＨＲＣ以上、さらには６０ＨＲＣ以上の高硬度を得ることができるところにある。さらに、この高硬度が、表面処理温度に近い４５０℃以上の高温焼戻し温度で達成できることから、表面処理時の変形を抑制できるところにある。そして、高硬度であるにもかかわらず、被削性が良好で、皮膜密着性に係る上記表面処理性や金型の上記寸法安定性を確保した冷間金型用鋼を実現したところにある。具体的には、まず、硬さの維持手段として組織中に一次炭化物を付与した。次に、この一次炭化物の付与による被削性の低下を補うために、Ａｌ２Ｏ３とＭｎＳの複合潤滑保護皮膜が切削加工中の熱によって切削工具の表面に形成されるように合金成分を設計した。そして、この一方で、硬質皮膜の密着性も確保できる一次炭化物量となるようミクロ組織を設計したことである。以下、本発明の冷間金型用鋼について、説明する。
【００１３】
・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、冷間金型用鋼に硬さを付与する重要な元素である。そして、本発明においては、後述するＶ、Ｎｂの積極添加と、最適量の一次炭化物の付与によって、４５０℃以上の高温焼戻しでも５８ＨＲＣ以上、さらには６０ＨＲＣ以上の硬さを達成するための元素である。Ｃが少なすぎると形成される炭化物量が不足し、４５０℃以上での焼戻しにおいて上記の高硬度を付与することが困難である。一方、過多の含有は、焼入れしたときに未固溶となる一次炭化物量が増加するため被削性が低下するだけでなく、ＰＶＤ表面処理性も低下する。従って、Ｃの含有量は０．６〜１．２％とした。好ましくは０．７％以上である。また、好ましくは１．０％以下である。
【００１４】
・Ｓｉ：２．５％以下
Ｓｉは、鋼中に固溶して、冷間金型用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、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、冷間金型用鋼を切削加工中に、工具表面へのＡｌ２Ｏ３保護皮膜の形成を促進して、被削性を向上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２．５％以下とした。好ましくは０．５％以上である。また、好ましくは２．０％以下である。
【００１５】
・Ｍｎ：２．０％以下
Ｍｎは、後述するＳおよびＡｌとともに、本発明の重要な元素である。まず、切削加工時において、鋼中のＡｌは切削工具表面にＡｌ２Ｏ３の保護皮膜を形成する。そして、鋼中のＭｎは、切削工具表面に形成された上記Ａｌ２Ｏ３保護皮膜上で、同じく鋼中のＳとＭｎＳを形成して、良好な潤滑皮膜として作用する。そして、Ｍｎは、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焼入れ焼戻し後に残留オーステナイトが多く残り、表面処理時や金型使用時の寸法変化の原因となる。また、ＦｅやＣｒと低融点酸化物を形成しやすいため、上記Ａｌ２Ｏ３保護皮膜の形成を阻害する要因となる。よって、本発明では２．０％以下とした。好ましくは０．３％以上である。また、好ましくは１．５％以下である。
【００１６】
・Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、不可避的不純物として冷間金型用鋼に含まれ、炭化物の析出を促進する。このため、金型寸法が大きく、焼入れ温度から室温まで冷却する際の冷却速度が遅い場合、フェライトと炭化物からなる微細共析組織（以降、トルースタイト）を形成する。トルースタイトはマルテンサイトよりも硬度が低いため、結果として焼入れ硬さは低下し、４５０℃以上で焼戻ししても上記の高硬度を得ることが困難である。よって、本発明では０．１０％以下に規制した。好ましくは０．０５％以下である。
【００１７】
・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保護皮膜上で鋼中のＭｎとＭｎＳを形成して、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％以上である。また、好ましくは０．０８％以下である。
【００１８】
・Ｃｒ：３．０〜９．０％
Ｃｒは、本発明における重要な元素であり、一次炭化物であるＭ７Ｃ３炭化物を形成することで、冷間金型用鋼に硬度を付与する。また、焼入れの際は未固溶炭化物として存在し、結晶粒の成長を抑制することで熱処理変形を抑える効果がある。ただし、Ｃｒが３．０％未満では、後述する本発明量のＮｂまたはＶを添加しても、形成される一次炭化物量が少なく、４５０℃以上での焼戻しにおいて上記の高硬度を達成することが困難である。一方、９．０％を超える場合は、後述するように、複合潤滑保護皮膜が有効に作用する一次炭化物量を超える炭化物が形成されるため、被削性が低下する。このため、Ｃｒは３．０〜９．０％とすることが重要である。好ましくは３．５％以上である。また、好ましくは８．０％以下である。
【００１９】
・ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：１．２％以下
ＭｏおよびＷは、焼入れ後の焼戻しにおいて、微細な二次炭化物をマトリックス中に析出させて硬度を向上する元素である。しかし、ＭｏやＷは高価な元素であるため、上記の高硬度を得るために多く添加すると、冷間金型用鋼のコスト上昇に繋がる。また、残留オーステナイトを安定化させるため、焼戻し後も残留オーステナイトが残存し、表面処理時や金型使用時に寸法変化が発生しやすい。Ｗは、Ｍｏと同様の効果を示すが、その効果を同一の添加量で比較した場合、Ｍｏの半分である。よって、これら元素の含有量は、無添加（０％を含む）であってもよい以外に、添加するとしても（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式で１．２％以下とする。添加する場合、同関係式で０．１％以上が好ましい。より好ましくは０．５％以上である。
【００２０】
・ＮｂまたはＶは単独または複合で（Ｎｂ＋１／２Ｖ）：０．１〜１．０％
ＮｂおよびＶは、本発明において重要な元素である。つまり、微細な二次炭化物を形成するＭｏおよびＷに替わって、一次炭化物であるＭＣ炭化物を形成して、冷間金型用鋼の硬度を上昇する元素である。さらに、この一次炭化物は焼入れ時の結晶粒の粗大化を抑え、熱処理変形を低減する作用がある。ただし、ＭＣ炭化物は非常に高硬度であるため、過多に添加すると被削性が低下する。Ｖは、Ｎｂと同様の効果を示すが、その効果を同一の含有量で比較した場合、Ｎｂの半分である。そして、本発明の場合、上記による（Ｎｂ＋１／２Ｖ）の関係式で評価したとき、１．０％以下であれば、Ａｌ２Ｏ３とＭｎＳの複合潤滑保護皮膜の形成により、工具の摩耗が抑制され、被削性を維持することが可能である。一方、同関係式で０．１％未満では、ＭＣ炭化物の形成量が少なく、硬度の上昇や結晶粒粗大化を抑制する効果が得られない。よって、これら元素の添加量は、（Ｎｂ＋１／２Ｖ）の関係式で０．１〜１．０％とする。好ましくは０．８％以下である。
【００２１】
・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が切削工具表面に形成され、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、金型用鋼中にＡｌ２Ｏ３が介在物として多く形成されるため、冷間金型用鋼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％以上である。また、好ましくは０．１５％以下である。
【００２２】
・好ましくは、Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、冷間金型用鋼の靱性や溶接性を改善する元素である。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ることが望ましい元素である。よって、Ｎｉの含有量は、無添加（０％を含む）であってもよい以外には、添加する場合でも、１．０％以下とした。
【００２３】
・好ましくは、Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、焼入れ後の焼戻しにおいてε−Ｃｕとして析出し、冷間金型用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の含有量は、０％であってもよい以外には、１．０％以下を含有させることができる。なお、Ｃｕによる熱間脆性を抑制するには、Ｎｉを同時に含有させることも好ましい。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。
【００２４】
本発明の冷間金型用鋼において、一次炭化物やＭｎＳの微細分散化のために、Ｃａ、Ｔｉ、Ｚｒ、希土類金属をさらに含有させてもよい。
【００２５】
・断面組織中に占める一次炭化物の面積率が３〜６％
冷間金型用鋼の硬さ維持に一次炭化物を利用する本発明とって、その量は本発明の重要な要素である。すなわち、上述したＶ、Ｎｂの添加に加えて、組織中に適量の一次炭化物を付与することで、５８ＨＲＣ以上、さらには６０ＨＲＣ以上の硬度を達成し、耐摩耗性を向上させることができる。そして、これと同時に、焼入れ焼戻し時の熱処理変形を低減することが可能である。このような効果を得るためには、一次炭化物がマトリックス中に面積率で３％以上存在する必要がある。一方で、一次炭化物は、被削性を劣化する要因となる。しかし、本発明では、上述の複合潤滑保護皮膜を切削工具の表面に形成させることで、優れた被削性が得られる。そして、このときの被削性は、一次炭化物の面積率が６％以下の範囲で、一次炭化物のない場合と同等か、またはそれ以上である。また、一次炭化物量がこの範囲であれば、ＰＶＤによる表面処理における硬質皮膜の密着性も維持することが可能である。一次炭化物の面積率は、好ましくは５％以下であり、より好ましくは４％以下である。本発明における一次炭化物の面積率への調整は、例えば、金型用鋼の成分組成の調整に加えて、該成分組成でなるインゴット作製時の凝固速度を調整すること等によって、可能である。
【００２６】
・硬さが５８ＨＲＣ以上（好ましくは６０ＨＲＣ以上）である。
本発明の冷間金型用鋼は、その焼入れ焼戻し工程において、５８ＨＲＣ以上、さらには６０ＨＲＣ以上の硬さを達成できる。そして、この焼入れ焼戻し後の高硬度の状態でも優れた被削性を確保できる。このため、プリハードン鋼として用いることで、焼入れ焼戻し処理に起因する熱処理変形の課題が解決される。よって、焼入れ焼戻し処理を挟んで粗切削加工と仕上げ切削加工が実施される金型の製作工程に比べて、仕上げ切削加工を省略することができる。
【００２７】
・本発明の冷間金型用鋼の製造方法は、焼入れ処理を行った後、好ましくは４５０℃以上の温度で焼戻し処理を行って、硬さを５８ＨＲＣ以上に調整するものである。
本発明の冷間金型用鋼において、上記５８ＨＲＣ以上の高硬度は、表面処理温度に近い４５０℃以上の高温焼戻し温度でも達成することができる。好ましくは、５００℃以上の焼戻し温度でも上記の高硬度を達成できる。したがって、先の表面処理時の昇温による変形を抑制でき、切削加工後の金型形状を良好に維持することができる。
【実施例１】
【００２８】
材料を溶解し、表１に示した成分からなる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に、４５０℃以上の種々の温度で焼戻し処理を行って達成できる各硬さのうちの最高硬さを測定した。そして、一方で、上記の焼入れ処理を行った後に、６０ＨＲＣの硬さを狙って、５００〜５４０℃で２回の焼戻し処理を行い、被削性を評価するための被削材を作製した。４５０℃以上の焼戻し処理で得られた最高焼戻し硬さと、被削性評価に供した被削材の硬さを表１に示す。最高焼戻し硬さについては、本発明例１および比較例１、２、３が５００℃の焼戻し温度によって、本発明例２が４８０℃の焼戻し温度によって、いずれの試料でも５８ＨＲＣ以上の硬さを得ることができた。
【００２９】
【表１】
2014031575.tif 000003
【００３０】
被削材における一次炭化物の測定方法は次のような手順で実施した。まず、鍛伸方向に対して平行な面が１５ｍｍ×１５ｍｍとなるように焼鈍材を切断した後、被削性評価に供した被削材と同じ条件で焼入れ焼戻しを行った。次に、ダイヤモンドスラリーとコロイダルシリカを用いて該平行な面を鏡面研磨した。次に、ＥＰＭＡにて１００倍の倍率で該平行な面の１８０μｍ×１８０μｍの領域を３視野撮影した。次に、一次炭化物を形成するＣｒ、Ｎｂ、Ｖについて、その一次炭化物中の含有量による二値化処理をして、マトリックス断面中に分布する一次炭化物を示した二値化画像を得た。図１は、本発明例１の被削材における二値化画像である（一次炭化物は、白色点の分布で示されている）。そして、円相当径で０．２μｍ以上となる一次炭化物のみを二値化画像から抽出し、３視野分の平均値としてそれら領域に占める一次炭化物の面積率を求めた。表１の試料における一次炭化物の面積率を表２に示す。比較例２は、比較例１に比してＣ量およびＣｒ量がさらに低く、一次炭化物量の少ない鋼であるが、Ｃｕを添加したことで焼戻し硬さを確保した鋼である。
【００３１】
【表２】
2014031575.tif 000004
【００３２】
被削材における被削性試験は、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ＴｉＡｌＮ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。切削試験は切削油を使わない乾式で行った。
【００３３】
そして、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の有無を評価した。これは、切削開始直後の切削距離０．２５ｍの段階で、インサートをすくい面側からＥＰＭＡを用いて分析して、このときのＡｌ、Ｏ、Ｍｎ、Ｓの存在を確認することで、その形成の有無を判断できる。次に、切削距離を５０ｍまで延長し、このときの工具表面を、デジタルマイクロスコープを用いて撮影した。そして、逃げ面において、ＴｉＡｌＮコーティングが剥離した部位の超硬母材の露出幅を実測した。
【００３４】
図２、３は、本発明例１、２と、比較例１、２のそれぞれについて、０．２５ｍ切削した段階で切削工具の表面に形成された付着物を、ＥＰＭＡを用いて分析した結果である（各元素の高濃度部は薄色で示されている）。図２に示す通り、本発明例１では、Ａｌ、Ｏ、Ｍｎ、Ｓが広範囲に亘って付着している様子が確認された。本発明例２では、本発明例１よりも範囲は狭かったものの、上記の元素が工具先端を被覆するように付着していた。これらと比較して、図３に示す通り、比較例１および２の場合は、Ａｌ、Ｏ、Ｍｎ、Ｓのいずれも工具先端への付着がわずかであった。なお、もとより鋼中のＡｌおよびＳ含有量が少ない比較例２について検出されたＯは、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｓｉの検出位置と一致しており、これらの元素からなる酸化物であった。
【００３５】
図４、５は、本発明例１、２と、比較例１〜３のそれぞれについて、切削距離を５０ｍまで延長した後の、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。Ａｌ、Ｏ、Ｍｎ、Ｓが広範囲に渡って付着していた本発明例１は、一次炭化物を多く含有するが、図４に示す通り、５０ｍ切削後も工具がほとんど損耗していなかった。また、表１および２で示したように、本発明例２は、実施例１で評価した金型用鋼の中で一次炭化物量が最も多く、硬さも高いが、すくい面、逃げ面とも摩耗の進行が遅く、十分な被削性を維持していた。一方、比較例１、２、３は、図５に示す通り、本発明例１、２と比較して、工具が損耗していた。
【００３６】
図６は、本発明例１、２、比較例１〜３について、被削材の一次炭化物の面積率と、工具逃げ面における工具母材の最大露出幅（摩耗幅）との関係を示したものである。本発明例１、２の場合、切削工具表面に複合潤滑保護皮膜が形成されることで、被削材中に一次炭化物を形成するＮｂやＶが多く添加されていても、コーティングの剥離が少なく、良好な被削性が維持されている。
【実施例２】
【００３７】
材料を溶解し、表３に示した成分からなる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に、４５０℃以上の種々の温度で焼戻し処理を行って達成できる各硬さのうちの最高硬さを測定した。そして、一方で、上記の焼入れ処理を行った後に、６０ＨＲＣの硬さを狙って、５００〜５４０℃で２回の焼戻し処理を行い、被削性を評価するための被削材を作製した。４５０℃以上の焼戻し処理で得られた最高焼戻し硬さと、被削性評価に供した被削材の硬さを表３に示す。最高焼戻し硬さについては、本発明例３、４、５および比較例４が５００℃の焼戻し温度によって、本発明例６が４８０℃の焼戻し温度によって、いずれの試料でも５８ＨＲＣ以上の硬さを得ることができた。
【００３８】
【表３】
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【００３９】
表３の試料の被削材における一次炭化物の面積率を表４に示す。このとき、一次炭化物の測定方法は、実施例１の手順に準じた。図７、８は、各試料の被削材における上記二値化画像に対して、そのときのミクロ組織を示した光学顕微鏡写真（１００倍）である。図７において、一次炭化物は、専ら線状の集合で認められる。そして、この集合をなす個々の一次炭化物のうちで、円相当径が０．２μｍ以上の一次炭化物が、本発明における面積率の測定対象である。
【００４０】
【表４】
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【００４１】
被削材における被削性試験は、前記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、回転数、送り速度、一刃当たりの送り量、切込み深さ、切込み幅、刃数について、実施例１と同じである。切削試験は切削油を使わない乾式で行った。そして、切削距離が８ｍに達したときの切削工具の摩耗量を測定することで、被削性を評価した。測定要領は実施例１に準じ、まず、切削後の工具表面を、デジタルマイクロスコープを用いて撮影した。そして、逃げ面において、ＴｉＮコーティングが剥離した部位の超硬母材の露出幅を実測した。
【００４２】
図９、１０は、本発明例３〜６と、比較例４のそれぞれについて、上記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。本発明例３は、工具がほとんど損耗していなかった。そして、一次炭化物量を多く含む本発明例４も、工具がほとんど損耗していなかった。本発明例５、６は、一次炭化物の面積率が本発明例３と同程度であるが、Ｖ、Ｎｂ量が多く、硬質なＭＣ炭化物を含むものである。それでも、摩耗の進行は、比較例４に比べて抑えられており、十分な被削性を維持していた。
【００４３】
図１１は、本発明例３〜６と、比較例４について、被削材の一次炭化物の面積率と、工具逃げ面における工具母材の最大露出幅（摩耗幅）との関係を示したものである。本発明例３〜６は、被削材中に一次炭化物を形成するＮｂやＶが多く添加されていても、比較例４に比べてコーティングの剥離が少なく、良好な被削性が維持されている。なお、実施例２の場合、切削距離が実施例１（図６）より短いにも係わらず、工具母材の摩耗幅の絶対量が大きいのは、切削工具のコーティングにＴｉＡｌＮよりも耐摩耗性の低いＴｉＮを適用したことによる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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