(57)【要約】【課題】良好な被削性および機械的性質を有し、耐熱処理変形性および表面処理性を改善した快削工具鋼、そして金型を提供する。【解決手段】質量％で、（Ｃｒ＋５．９×Ｃ）：１１．１〜１２．７、（Ｃｒ−４．２×Ｃ）：５．２以下、（Ｃｒ−６．３×Ｃ）：２．２以上となる関係式を満たし、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、ＭｏまたはＷの１種あるいは２種を（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．６〜１．２５％、Ｖ：１．２％未満かつＮｂ：０．０１〜０．３％を含有する快削工具鋼であり、０．１２％以下のＳ、さらに加えて１００ｐｐｍ以下のＣａの含有が可能である。あるいはさらにＮｉ：１％以下、Ａｌ：０．６％以下を含有してもよい。そして、これらいずれかの快削工具鋼からなり、焼入れ焼戻しされ、表面硬化処理層を有する金型である。【選択図】      図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、（Ｃｒ＋５．９×Ｃ）：１１．１〜１２．７、（Ｃｒ−４．２×Ｃ）：５．２以下、（Ｃｒ−６．３×Ｃ）：２．２以上となる関係式を満たし、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、ＭｏまたはＷの１種あるいは２種を（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．６〜１．２５％、Ｖ：１．２％未満かつＮｂ：０．０１〜０．３％を含有することを特徴とする耐熱処理変形性および表面処理特性に優れた快削工具鋼。
【請求項２】
質量％で、（Ｃｒ＋５．９×Ｃ）：１１．１〜１２．７、（Ｃｒ−４．２×Ｃ）：５．２以下、（Ｃｒ−６．３×Ｃ）：２．２以上となる関係式を満たし、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、ＭｏまたはＷの１種あるいは２種を（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．６〜１．２５％、Ｖ：１．２％未満かつＮｂ：０．０１〜０．３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐熱処理変形性および表面処理特性に優れた快削工具鋼。
【請求項３】
質量％で、（Ｃｒ＋５．９×Ｃ）：１１．１〜１２．７、（Ｃｒ−４．２×Ｃ）：５．２以下、（Ｃｒ−６．３×Ｃ）：２．２以上となる関係式を満たし、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、ＭｏまたはＷの１種あるいは２種を（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．６〜１．２５％、Ｖ：１．２％未満かつＮｂ：０．０１〜０．３％、Ｓ：０．１２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐熱処理変形性および表面処理特性に優れた快削工具鋼。
【請求項４】
質量％で、（Ｃｒ＋５．９×Ｃ）：１１．１〜１２．７、（Ｃｒ−４．２×Ｃ）：５．２以下、（Ｃｒ−６．３×Ｃ）：２．２以上となる関係式を満たし、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、ＭｏまたはＷの１種あるいは２種を（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．６〜１．２５％、Ｖ：１．２％未満かつＮｂ：０．０１〜０．３％、Ｓ：０．１２％以下、Ｃａ：１００ｐｐｍ以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐熱処理変形性および表面処理特性に優れた快削工具鋼。
【請求項５】
質量％で、Ｎｉ：１％以下を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耐熱処理変形性および表面処理特性に優れた快削工具鋼。
【請求項６】
質量％で、Ａｌ：０．６％以下を含有す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耐熱処理変形性および表面処理特性に優れた快削工具鋼。
【請求項７】
請求項１ないし６のいずれかの快削工具鋼からなり、焼入れ焼戻しされ、表面硬化処理層を有することを特徴とする金型。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、金型材料、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工具鋼と、その金型に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、自動車部品等を製造する冷間金型材料には、耐磨耗性付与のため炭化物を多量に含み、さらに焼入れ性が優れかつ靭性を確保するためＣｒ含有量が多い材料が求められており、例えばＪＩＳの合金工具鋼鋼材であるＳＫＤ１１等の高Ｃｒ−高Ｃ系鋼が用いられていた。さらに近年の傾向として、金型製作時の切削加工工数を圧縮させる動きが激しくなってきており、ＳＫＤ１１の被削性悪化の原因である一次炭化物量を減らし、さらにＳを添加することで被削性を大幅に改善した快削工具鋼が提案されている（例えば、特許文献１参照）。
【０００３】
【特許文献１】
特開２００１−１０７１８１号
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
特許文献１に開示される工具鋼は、ＳＫＤ１１の基本的な機械的特性および優れた熱処理変寸特性を維持したまま被削性を大幅に改善したという点で、優れた工具鋼である。しかし、一次炭化物量を減らした場合、その工具鋼の形状および大きさによっては焼入れ時に変形を生じ易い傾向があった。また、高温熱処理において一次炭化物のピンニング効果が得られず結晶粒が粗大化し易い傾向があった。このように、耐熱処理変形性が重要視される使用環境を想定した場合、さらに改善の余地がある。
【０００５】
具体的に述べると、特許文献１に開示される工具鋼は、被削性の点では有利であるものの、特に熱処理変形性が問題となる薄物プレート等での熱処理や、焼入れ温度付近に長時間加熱される表面硬化処理時に、熱処理変形を生じることが懸念される。熱処理変形は、金型の製作コスト低減を進める上で、熱処理後の手直し工数増加を招き大きな問題となる。また、塩浴法による炭化物被覆処理（ＴＤ処理）やＣＶＤ処理等の表面硬化処理においては、その処理時間が１０時間以上の長時間加熱が行なわれるため、マトリックス中の残留炭化物が少ないと旧オーステナイト結晶粒界が成長し易く、表面硬化処理後の母材靭性を損なうことが懸念される。
【０００６】
そこで、本発明の目的は、良好な被削性および機械的性質を保持したまま耐熱処理変形性および表面処理性を改善した、特に耐熱処理変形性が重要視される使用環境に最適な快削工具鋼、そして金型を提供することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、熱処理変形の問題を検討したところ、その原因は上記の一次炭化物量の低減化に加えて、その一次炭化物であるＭ７Ｃ３炭化物自体の偏在もが起因していることを知見した。そこで、熱処理歪み低減に有効な“一次炭化物の増量化”が一方で被削性の劣化に繋がることから、まずはそのような炭化物の分布形態であるよりも、均一微細な炭化物形態とすることを検討した。
【０００８】
その結果、Ｖ量の管理とは別に、特定量のＮｂも微量添加することで炭化物の分布形態を均一微細に改善でき、よって耐熱処理変形性が改善できることを見いだした。そして、従来の被削性および基本的な機械的特性と、優れた耐熱処理変形性を兼ね備えた工具鋼を達成できる手段を突きとめ、本発明に到達した。
【０００９】
すなわち、本発明は、質量％で、（Ｃｒ＋５．９×Ｃ）：１１．１〜１２．７、（Ｃｒ−４．２×Ｃ）：５．２以下、（Ｃｒ−６．３×Ｃ）：２．２以上となる関係式を満たし、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、ＭｏまたはＷの１種あるいは２種を（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．６〜１．２５％、Ｖ：１．２％未満かつＮｂ：０．０１〜０．３％を含有することを特徴とする耐熱処理変形性および表面処理特性に優れた快削工具鋼である。
【００１０】
そして、質量％で、（Ｃｒ＋５．９×Ｃ）：１１．１〜１２．７、（Ｃｒ−４．２×Ｃ）：５．２以下、（Ｃｒ−６．３×Ｃ）：２．２以上となる関係式を満たし、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜１．２％、ＭｏまたはＷの１種あるいは２種を（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．６〜１．２５％、Ｖ：１．２％未満かつＮｂ：０．０１〜０．３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐熱処理変形性および表面処理特性に優れた快削工具鋼であって、０．１２％以下のＳの含有が可能である。また、さらに加えて、１００ｐｐｍ以下のＣａの含有が可能である。
【００１１】
本発明の快削工具鋼は、あるいはさらにＮｉ：１％以下、Ａｌ：０．６％以下を含有してもよい。そして、本発明の金型は、これらいずれかの快削工具鋼からなり、焼入れ焼戻しされ、表面硬化処理層を有するものである。
【００１２】
【発明の実施の形態】
上述したように、本発明の重要な特徴は、被削性を保持したまま耐熱処理変形性を改善するため、適正な一次炭化物量および分布形態となる組成範囲、特に耐熱処理変形性の改善に効果のある特定量のＮｂを添加したところにある。
【００１３】
従来、具体的に提案されてきた快削工具鋼の場合、その成分組成からすればＭ７Ｃ３炭化物は理論上安定して存在し得ない合金設計となっている。しかし、実際には、このような工具鋼の組織には熱処理変形の原因となる粗大なＭ７Ｃ３炭化物が存在しており、炭化物が均一かつ微細に分散していない場合があった。
【００１４】
熱処理変形に影響を及ぼすＭ７Ｃ３炭化物の形態（安定性）が、その焼入れ温度であるオーステナイト域に加熱中のマトリックス相（すなわち、オーステナイト相）の成分組成（主にＣ量）に大きく依るところ、Ｍ７Ｃ３炭化物が偏在する原因は、設計された成分組成が上記の通りであっても、組織中には少なからず成分偏析が存在し、Ｍ７Ｃ３炭化物が安定して存在し易い成分組成部位があったからと考えられる。
【００１５】
そこで、本発明者は、このＭ７Ｃ３炭化物を分解させ、均一微細に分散させることで熱処理変形を改善する手段を検討した。その結果、Ｍ７Ｃ３炭化物に比べてより安定かつ高Ｃ濃度のＭＸ化合物を積極的に活用すれば、Ｍ７Ｃ３炭化物を不安定化させることができ、分解および微細化できることを見いだした。すなわち、焼入れ温度にあって、ＭＸ化合物を導入しない場合のＭ７Ｃ３炭化物が相変態を起こし分解するための駆動力（自由エネルギー差）に比べて、ＭＸ化合物を共存させた場合の、Ｍ７Ｃ３炭化物→ＭＸ＋γ（オーステナイト）への分解を起こすための駆動力は大きく、Ｍ７Ｃ３炭化物がより非平衡な状態となるため、炭化物を効果的に分解・微細化させることができる。
【００１６】
ＭＸ化合物は、金属元素Ｍと非金属元素Ｘの比が１：１となるＮａＣｌ型の結晶構造を有する化合物であり、主にＭにはＶ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ等の金属原子が配位し、ＸにはＣ，Ｎが配位する。そして、検討の結果、上記の分解効果はＶとＮｂの代表的なＭＣ炭化物によって達成されることが判明し、特にＮｂの添加による方が上記の駆動力に優れ、Ｍ７Ｃ３炭化物の分解・微細化を効率的に達成できることを見いだした。よって、本発明は、ＶおよびＮｂを同時に含む工具鋼にあって、そのＮｂ量をＶとは別に管理するところに特徴を有する。
【００１７】
熱処理変形は、組織中の一次炭化物がマトリックスを拘束することにより抑制され、その程度は炭化物量に影響される。このことより、一次炭化物を多量に含むＳＫＤ１１が、熱処理変形の非常に少ない安定した鋼材であることは知られている通りである。ところが、一次炭化物の存在は被削性の悪化を招き、耐熱処理変形性と被削性は相反する特性である。そこで本発明者は、熱処理変形量と炭化物量との関係についても調査した。
【００１８】
その結果、熱処理変形量は焼入れ直後の残留炭化物量で評価でき、少なくとも焼入れ直後の残留炭化物が１．５（質量％）以上の場合に耐熱処理変形性の改善効果が顕著に認められることを見いだした。一方で、被削性についても焼入れ直後の残留炭化物量で評価でき、残留炭化物が５．５（質量％）以下であることが被削性を低下させない上で重要であることを見いだした。これらの好ましい条件を満たし、被削性および後述のＮｂ添加による熱処理変形の低減効果を達成する上で、工具鋼に含まれるＣ，Ｃｒ量は相互間の調整が必要であり、本発明においては図２に示した領域を採用している。なお、好ましくは（Ｃｒ−６．３×Ｃ）：２．５以上、さらには２．７以上である。
【００１９】
その他、本発明の快削工具鋼を構成する元素およびその含有量（質量％）の規定理由について説明する。
【００２０】
Ｓｉは元来、脱酸剤および溶製時の鋳造性を改善する目的で含有するが、これを低減すると靭性が向上する。しかし被削性も劣化するため、０．１％以上が必要である。一方、過多の含有はセメンタイトの析出を抑制するため、結果的に５００〜５５０℃の焼戻し温度域で熱処理変寸が大きくなる原因となる。よって、Ｓｉの含有量は０．１〜０．６％とした。
【００２１】
Ｍｎは、基本的にはＳＫＤ１１（Ｍｎ＝０．４％）と同等であることを基本に設定している。Ｍｎは焼入れ性の向上のために含有するが０．１％未満では焼入れを安定して得るためには不十分である。一方、多すぎると溶接性を劣化させる原因となり、更にＳｉと同様、マトリックスの成分偏析も激しくなる。よって、本発明では０．１〜１．２％とした。なお、Ｍｎは高価なＣｒやＭｏ等と置換できる経済的な元素でもあり、ＣｒやＭｏ等の効果が十分発揮され、Ｓの添加の無い場合にはＭｎを無添加としてもよい。
【００２２】
ＭｏおよびＷもＳＫＤ１１（Ｍｏ＝０．８５％）と同等であることを基本にしている。ＭｏおよびＷは焼入れ性を向上する。更に焼戻しを高温側で行なっても軟化が急に起こらなくなり、硬さの調整が簡単になる。Ｗの原子量はＭｏの約２倍であるため、Ｍｏ１％の含有量はＷ２％の含有量に等しい効果を有し、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）量でその効果を表すことができる。本発明ではＭｏ，Ｗの１種または２種を含有させることができ、つまりＭｏの一部をそれに相当するＷ量に置換して使用してもよい。基本的にはＷはフレームハード性を劣化させるので、Ｍｏを加えるのが好ましい。
【００２３】
（Ｍｏ＋１／２Ｗ）量が０．６％未満では高温焼戻しでの硬さの低下が急激になり、硬さのコントロールが難しくなる。一方、過多の添加量はマルテンサイト中の炭化物の析出・凝固を遅滞させ、５００〜５５０℃での焼戻しで熱処理変寸が大きくなる。また、マルテンサイトの焼戻しの遅滞化に伴う、オーステナイト分解の遅滞化のため、十分に焼戻ししたと思っていても不安定な残留オーステナイトが残留し、工具製作後の使用中に経年変化が発生する原因となる。よって、０．６〜１．２５％とし、好ましくは０．６〜１．１０％とする。
【００２４】
Ｖも基本的にはＳＫＤ１１（Ｖ＝０．２５％）と同等に設定することを基本とした。Ｖは本発明の特徴とするＭ７Ｃ３炭化物の分解・微細化にとって重要であると共に、工具鋼に必要な軟化抵抗を増大させる元素であって、好ましい含有量は０．０５％以上である。しかし、形成されるＶ系炭化物は被削性を低下させる原因となるので、まずは１．２％未満とすることが重要である。好ましくは０．５％未満とする。
【００２５】
そして、Ｎｂは本発明の快削工具鋼にとって欠かせない重要な元素である。一次炭化物を減少させることで被削性を確保した快削工具鋼は、熱処理時の高温焼入れや、長時間の加熱を伴う塩浴法による炭化物被覆処理（ＴＤ処理）やＣＶＤ処理などの表面硬化処理によって旧オーステナイト結晶粒の部分的な粗大化を生じ易く、熱処理変形の一因となる。ここで前述のように、Ｎｂは炭化物を均一微細化し、部分的な旧オーステナイト結晶粒の粗大化を防止する効果があることから、耐熱処理変形性を改善する。また、高温強度を改善し、熱処理および表面処理の際の冷却時には偏冷却による熱応力変形を防止する。
【００２６】
しかし、本発明の快削工具鋼においてＮｂは０．３％を越えると上記の効果が飽和し、一方では粗大なＮｂＣが析出して靭性および被削性の低下をもたらす。よって、本発明ではＮｂを０．０１〜０．３％とする。なお、上記の効果を得るに好ましい含有量は０．０２％以上であり、さらに好ましくは０．０５％以上である。
【００２７】
Ｓは脆化元素の代表として溶接性、高硬度の付与分野では忌み嫌われる元素である。しかし、快削効果があるため、ＳＫＤ１１に比べて炭化物量を減らし靭性を向上させている本発明の工具鋼の場合、その分の添加が可能である。添加する場合は、熱処理変寸が大きくなることも考慮して、０．１２％までなら許容される。なお、上記の効果を得るに好ましい含有量は０．００５％以上であり、更に好ましくは０．０２％以上である。
【００２８】
Ｃａは、機械的性質の低下や組織の変質を伴わない、理想的な快削元素であって、本発明の工具鋼に含有が可能である。この快削機構は、鋼中に微量に分散している酸化物を低融点化させ、これが切削熱で溶けだし刃先に保護膜を形成するためである。また、Ｓを添加した快削鋼においてはＭｎＳを微細化する作用があり、被削性のさらなる改善および機械的性質を改善する効果がある。しかし、Ｃａは蒸気圧が高いため溶鋼中から抜け出しやすく、添加技術上１００ｐｐｍ程度までが現状の添加レベルである。なお、上記の効果を得るに好ましくは１０ｐｐｍ以上である。
【００２９】
また、更に靭性・溶接性が必要ならばＮｉを１％以下、好ましくは０．０１〜１％添加し、耐摩耗性が必要ならばＡｌを０．６％以下、好ましくは０．０１〜０．６％添加して窒化硬さを上げることも可能である。希土類元素は被削性を向上する目的で０．２％以下の含有が可能である。加えて、その他求められる効果に則して、Ｐｂ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｂｉ，Ｉｎ，Ｂｅ，Ｃｅ，Ｚｒ，Ｔｉのうちの１種または２種以上を合計で０．２％以下なら含有しても基本特性を変えることはない。なお、不可避的不純物の総量は０．５％以下が好ましい。
【００３０】
【実施例】
（実施例１）
まず、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。比較材１１はＳＫＤ１１に相当するものである。次に鍛造比が３０程度になるように熱間圧延を行ない冷却後、８７０℃で３時間の焼鈍を行なった。
【００３１】
【表１】
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【００３２】
そして、正面フライスに切削チップを１個取り付け、表２の切削条件による被削性の評価を行なった。試験は累計切削長５０００ｍｍまで行ない、その時点でのチップ磨耗幅を測定した。切削チップの磨耗や欠損により５０００ｍｍまでの切削が継続不可能な場合はそこで中止してチップ磨耗幅を測定した。各試料とも２回の試験を実施し、その２回の結果の平均値とした。焼鈍硬さと合わせて表３に示す。
【００３３】
【表２】
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【００３４】
【表３】
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【００３５】
表３に示す結果より、本発明材１〜１０は切削長５０００ｍｍの時点でも切削が可能であり、その完了した時の刃先磨耗も０．３ｍｍ以下の高い被削性を示した。それに対して、比較例１１は多量のＣｒ系炭化物を含む影響で被削性が悪いことが判る。
【００３６】
次に、上記の焼鈍材から圧延方向と長手方向が一致するように厚さ２０ｍｍ、幅２００ｍｍ、長さ４００ｍｍの試験片を各６個作製し、これらを、真空熱処理炉を用いて１０３０℃に加熱保持後、不活性ガスでガス圧０．２ＭＰａの冷却速度でガス冷却焼入れを実施した。焼入れは炉内に直立状態で行なった。さらに、５２０℃、１時間で焼戻しを２回実施した（調質硬さ６０±１ＨＲＣ）。得られた試験片は平面における長さ方向の最大曲がり量を測定し、最大曲がりが０．３ｍｍを超えた本数を調べた。結果を表４に示す。
【００３７】
【表４】
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【００３８】
表４より、本発明材はすべて変形が０．３ｍｍ以内であった。比較材においては、ＳＫＤ１１に相当する比較材１１を除いては、すべてに０．３ｍｍを超える変形が生じており、このような寸法の大きい工具鋼の場合に、特に本発明材が耐熱処理変形性に優れることがわかる。
【００３９】
（実施例２）
次に、本発明材１と比較材１４の上記焼鈍材につき、材料断面において最も炭化物偏析が生じ易い横断面中心部分より試験片を採取した。そして、１０３０℃の焼入れ後、２００℃で焼戻しを行ない（調質硬さ６１±１ＨＲＣ）、強腐食による炭化物分布ミクロ組織の観察および炭化物面積率を測定した。そのミクロ組織写真（×１００倍）を図１に示し、炭化物偏析の最悪視野で観察された炭化物の種類および炭化物面積率を表５に示す。
【００４０】
【表５】
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【００４１】
本発明材１は、比較材１４と比較して粗大なＭ７Ｃ３炭化物が少なく、そして微細に分散して存在していることがわかる。熱力学計算プログラムであるサーモカルクを用いて、本発明材１と比較材１４の組成における状態図計算を行なったところ、それらのＭＣ炭化物の存在する上限温度には約７００℃の差があることが確認された（本発明材１：約１３５０℃，比較材１４：約６００℃）。そして、比較材１４がＭＣ炭化物の不安定な成分組成（Ｃ含有量）を有しているのに対して、本発明材１は焼入れ温度域（γ＋Ｍ７Ｃ３＋ＭＣ）、特に１１００℃以上の域（γ＋ＭＣ）でＭＣ炭化物が最も安定的な領域となる成分組成（Ｃ含有量）を有していることが確認された。
【００４２】
このように、本発明材１は、（Ｍ７Ｃ３炭化物＋γ）→（ＭＣ炭化物＋γ）への分解微細化が起こり易い成分組成となっており、ＭＣ炭化物を共存させることでＭ７Ｃ３炭化物を含めて炭化物を微細分散化させ、組織全体において炭化物の均質化が可能な、耐熱処理変形性に優れる工具鋼であることがわかる。本発明の快削工具鋼は、特に１０５０℃以上の領域でオーステナイト相＋ＭＸ化合物相を含む相が平衡状態として存在する成分設計を好ましいものとする。
【００４３】
【発明の効果】
本発明によれば、従来鋼の被削性や機械的性質を維持したままで、耐熱処理変形性および表面処理性を飛躍的に改善することができ、快削性冷間金型用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】
【図１】本発明の炭化物分布の一例を示す、金属ミクロ組織写真（×１００倍）である。
【図２】本発明のＣ−Ｃｒ領域を説明する図である。
【図１】
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【図２】
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