(57)【要約】      （修正有）【課題】靭性，耐ヒートチェック性等金型寿命に関係した特性を維持しつつ被削性の改善された熱間工具鋼を提供する。【解決手段】質量％で８０〜９６％のＦｅと、０．３〜０．６％のＣと、０．０２〜２％のＳｉと、０．１〜３％のＭｎと、０．００５〜０．０５％のＳと、３．５〜６．５％のＣｒと、０．３〜５％のＭｏ＋１／２Ｗと、０．０５％〜２．５％のＶと、０．００１〜０．０２％のＡｌと、０．０００５〜０．０１％のＣａと、０．００１〜０．０１％のＭｇと、０．０００５〜０．０１％のＯと、を含有し、且つ、酸化物核部と、その周囲に形成されたＣａを含有した硫化物相部とからなる２重構造介在物の個数が視野面積３．５ｍｍ２あたり５個以上であり、且つ、前記２重構造介在物を構成する前記硫化物相部中のＣａ含有量は、１以上、１０％以下であることを特徴とする。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
８０質量％以上９６質量％以下のＦｅと、
０．３質量％超過０．６質量％以下のＣと、
０．０２質量％以上２質量％以下のＳｉと、
０．１質量％以上３質量％以下のＭｎと、
０．００５質量％超過０．０５質量％のＳと、
３．５質量％超過６．５質量％以下のＣｒと、
０．３質量％以上５質量％以下のＭｏ＋１／２Ｗと、
０．０５質量％以上２．５質量％以下のＶと、
０．００１質量％以上０．０２質量％以下のＡｌと、
０．０００５質量％以上０．０１質量％以下のＣａと、
０．００１質量％以上０．０１質量％以下のＭｇと、
０．０００５質量％以上０．０１質量％以下のＯと、を含有し、
且つ、酸化物核部と、その周囲に形成されたＣａを含有した硫化物相部とからなる２重構造介在物の個数が視野面積３．５ｍｍ２あたり５個以上であり、
且つ、前記２重構造介在物を構成する前記硫化物相部中のＣａ含有量は、１質量％以上１０質量％以下であることを特徴とする快削性熱間工具鋼。
【請求項２】
８０質量％以上９６質量％以下のＦｅと、
０．３質量％超過０．６質量％以下のＣと、
０．０２質量％以上２質量％以下のＳｉと、
０．１質量％以上３．質量％以下のＭｎと、
０．００５質量％超過０．０５質量％のＳと、
３．５質量％超過６．５質量％以下のＣｒと、
０．３質量％以上５質量％以下のＭｏ＋１／２Ｗと、
０．０５質量％以上２．５質量％以下のＶと、
０．００１質量％以上０．０２質量％以下のＡｌと、
０．０００５質量％以上０．０１質量％以下のＣａと、
０．００１質量％以上０．０１質量％以下のＭｇと、
０．０００５質量％以上０．０１質量％以下のＯと、を含有し、
且つ、酸化物核部と、その周囲に形成されたＣａを含有した硫化物相部とからなる２重構造介在物の占有面積が視野面積３．５ｍｍ２あたり０．５×１０−３ｍｍ２以上であり、
且つ、前記２重構造介在物を構成する前記硫化物相部中のＣａ含有量は、１質量％以上１０質量％以下であることを特徴とする快削性熱間工具鋼。
【請求項３】
請求項１または２に規定する成分を含有し、且つ前記２重構造介在物の前記酸化物核部にはＭｇＯが含まれていることを特徴とする請求項１または２に記載の快削性熱間工具鋼。
【請求項４】
請求項１ないし３のいずれかにおいて、前記酸化物核部を有さない前記硫化物相部のみからなる介在物は、断面組織上で観察される外形線に接する最大幅平行線の間隔をＡとしたとき、Ａが１００μｍ以上のものが、視野面積３．５ｍｍ２あたり２個以下であることを特徴とする快削性熱間工具鋼。
【請求項５】
Ｐの含有率が０．０５質量％以下；
Ｎの含有率が０．０４質量％以下；
の少なくともいずれかを充足する組成を有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれか１項に記載の快削性熱間工具鋼。
【請求項６】
Ｎｉの含有率が２質量％以下；
Ｃｕの含有率が１質量％以下；
Ｃｏの含有率が５質量％以下；
Ｂの含有率が０．０１質量％以下；
Ｎｂの含有率が１質量％以下；
Ｔａの含有率が１質量％以下；
の少なくともいずれかを充足する組成を有することを特徴とする請求項１ないし５のいずれか１項に記載の快削性熱間工具鋼。
【請求項７】
Ｓの含有量をＷＳ（質量％）、Ｓｅの含有量をＷＳｅ（質量％）、Ｔｅの含有量をＷＴｅ（質量％）としたとき、前記Ｓに代わり、Ｙ（質量％）＝ＷＳ＋０．４ＷＳｅ＋０．２５ＷＴｅが０．００５質量％超過０．０５質量％となるようＳとＳｅとＴｅとから選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし６のいずれか１項に記載の快削性熱間工具鋼。
【請求項８】
Ｔｉの含有量が０．０３質量％以下；
Ｚｒの含有量が０．０３質量％；
の少なくともいずれかを充足する組成を有することを特徴とする請求項１ないし７のいずれか１項に記載の快削性熱間工具鋼。
【請求項９】
請求項１ないし８のいずれかに規定する成分の合金を溶解して成分調整するにあたり、Ｓの含有量をＭＳ（質量％）、Ｃａの含有量をＭＣａ（質量％）、Ｏの含有量をＭＯ（質量％）、Ａｌの含有量をＭＡｌ（質量％）としたとき、
溶湯の組成は、
ＭＳ／ＭＯが８以上４０以下、
且つＭＣａ×ＭＳが１×１０−５（質量％）２以上１×１０−３（質量％）２以下、
且つＭＣａ／ＭＳが０．０１以上２０以下、
且つＭＡｌが０．００１質量％以上０．０２質量％以下、
となるようＳ、Ａｌ及びＣａが添加されることを特徴とする快削性熱間工具鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は熱間鍛造型、熱間プレス型、ダイカスト金型、熱間押出し型等に用いられる熱間工具鋼、詳しくは靭性、耐ヒートチェック性等の金型寿命に関する特性を維持しつつ被削性を向上し、金型製作時間を短縮可能となした快削性熱間工具鋼及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、上記の熱間鍛造型、熱間プレス型、ダイカスト金型、熱間押出し型等の用途には通常ＳＫＤ６１、ＳＫＤ６、ＳＫＤ６２等の５％Ｃｒ系熱間工具鋼が使用されている。
この場合、（ア）焼なまし材を荒加工した上で焼入焼戻し処理を行って所定の硬さとしたのち、仕上加工を行って所望の金型とすることが一般的である。
【０００３】
また、（イ）製品ロット数が少ない場合などにおいては金型寿命がそれほど長くなくても良いため、ＳＫＤ６１に快削元素としてのＳを多く添加し（０．１％程度）、鋼材メーカーでＨＲＣ４０程度に焼入焼戻し処理を行って所謂プリハードン鋼として出荷し、これをユーザー側で直接荒加工から仕上加工までを行う場合もある。
【０００４】
これに対し、（ウ）最近加工量の少ない金型、即ち深彫りしなくても良い金型ではＳＫＤ６１等の焼なまし材をユーザーが購入したのち、ユーザー側で所定の硬さに焼入焼戻し処理を行い、直接荒加工から仕上加工までを行うことも試みられている（直彫り加工）。
【０００５】
【特許文献１】
特開平１０−６０５８５号公報
【特許文献２】
特開２００２−８８４５０号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら（ア）の方法の場合、金型製造のための所要工程数、時間が長く、更にまた切削工具のために多くのコストがかかる問題があり、これを背景として金型の加工時間短縮や切削工具のためのコスト低減に対するニーズが高まっている。即ち焼なまし状態、焼入焼戻し状態での被削性向上のニーズが高まっている。
【０００７】
上記（イ）の方法の場合、焼入焼戻し処理のために金型を移動させる必要がなく、従って金型の納期の短縮化を図ることができる利点がある。しかしながらＳを多く（０．１％）添加した鋼では伸長したＭｎＳ介在物が多く存在しており、このことによって金型の寿命が短くなってしまう問題がある。即ち（イ）の方法で金型を製造する場合において、金型の寿命向上が求められている。
【０００８】
他方（ウ）の方法の場合、従来そのための専用鋼がなく、多額の切削工具費用をかけて時間短縮を図っているのが実情である。またこの（ウ）の方法の場合、焼入焼戻し処理して硬さを高めた状態で荒加工から仕上加工までを行うため、深彫りが必要な金型への適用が困難であるといった問題があった。
【０００９】
このような問題を解決するために、本発明者はＳを添加し被削性を付与するとともに、更に別の元素を添加することにより硫化物を球状化し、靭性や耐ヒートチェック性等の劣化を抑制するという考え方で種々検討を行い開示して来た。例えば特許文献１、特許文献２に挙げられる。
【００１０】
特許文献１は、Ｓ、Ｔｅ、Ｃａを複合添加することにより硫化物を球状化するという考え方であるが、環境問題からＴｅの使用に規制がかかるとの予想があり、実際への適用には若干の難点があった。また特許文献２は、Ｓ、Ｚｒの複合添加或いはＳ、Ｚｒ、Ｃａの複合添加により硫化物を球状化するという考え方であるが、製造時期により硫化物の球状化の程度にバラツキがあり更に改善の必要があった。
【００１１】
尚これらの従来鋼では、ＣａＯやＺｒＯ２等の酸化物が硫化物の核になってはいるが、後から述べる本発明の特徴であるＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物またはＣａＯ−ＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物を核とする２重構造介在物は存在せず、開示文章の中でも言及していない。
【００１２】
【課題を解決するための手段及び作用・発明の効果】
本発明の快削性熱間工具鋼及びその製造方法はこのような課題を解決するために案出されたものである。
而して本発明の快削性熱間工具鋼は、
８０質量％以上９６質量％以下のＦｅと、
０．３質量％超過０．６質量％以下のＣと、
０．０２質量％以上２質量％以下のＳｉと、
０．１質量％以上３質量％以下のＭｎと、
０．００５質量％超過０．０５質量％のＳと、
３．５質量％超過６．５質量％以下のＣｒと、
０．３質量％以上５質量％以下のＭｏ＋１／２Ｗと、
０．０５質量％以上２．５質量％以下のＶと、
０．００１質量％以上０．０２質量％以下のＡｌと、
０．０００５質量％以上０．０１質量％以下のＣａと、
０．００１質量％以上０．０１質量％以下のＭｇと、
０．０００５質量％以上０．０１質量％以下のＯと、
を含有し、
且つ、酸化物核部と、その周囲に形成されたＣａを含有した硫化物相部とからなる２重構造介在物の個数が視野面積３．５ｍｍ２あたり５個以上であり、
且つ、前記２重構造介在物を構成する前記硫化物相部中のＣａ含有量は、１質量％以上１０質量％以下であることを特徴とする。
【００１３】
また、本発明の快削性熱間工具鋼は、
８０質量％以上９６質量％以下のＦｅと、
０．３質量％超過０．６質量％以下のＣと、
０．０２質量％以上２質量％以下のＳｉと、
０．１質量％以上３質量％以下のＭｎと、
０．００５質量％超過０．０５質量％のＳと、
３．５質量％超過６．５質量％以下のＣｒと、
０．３質量％以上５質量％以下のＭｏ＋１／２Ｗと、
０．０５質量％以上２．５質量％以下のＶと、
０．００１質量％以上０．０２質量％以下のＡｌと、
０．０００５質量％以上０．０１質量％以下のＣａと、
０．００１質量％以上０．０１質量％以下のＭｇと、
０．０００５質量％以上０．０１質量％以下のＯと、
を含有し、
且つ、酸化物核部と、その周囲に形成されたＣａを含有した硫化物相部とからなる２重構造介在物の占有面積が視野面積３．５ｍｍ２あたり０．５×１０−３ｍｍ２以上であり、
且つ、前記２重構造介在物を構成する前記硫化物相部中のＣａ含有量は、１質量％以上１０質量％以下であることを特徴とする。
【００１４】
本発明者が鋭意研究を重ねた結果、熱間工具鋼に対しＳ、Ａｌ、Ｃａ、Ｏ、Ｍｇをそれぞれ適量に添加混合したとき、鋼中に生成した介在物は２重構造を成す球状に近い介在物であることを見出した。そして、その２重構造の略球状の介在物を調査したところ、該２重構造介在物は、ＭｇＯを含む核、詳しくはＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３もしくはＣａＯ−ＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３を主とした核（以下、酸化物核部という）と、その表面に（Ｃａ、Ｍｎ）Ｓが晶出した晶出物（以下、硫化物相部という）と、からなるものであることが判明した。
【００１５】
本発明の熱間工具鋼では、このような２重構造介在物の生成によって、被削性が向上するとともに、靭性や耐ヒートチェック性等の金型寿命に関する特性の劣化が抑制されるものと考えられる。但し、そのような２重構造介在物によるこの効果を生ぜしめるためには視野面積３．５ｍｍ２あたり５個以上介在物が存在すること、或いは２重構造介在物の占有面積が視野面積３．５ｍｍ２あたり０．５×１０−３ｍｍ２以上であることが必要である。
【００１６】
被削性が向上する理由に関しては、次のようなことが考えられる。本発明の２重構造介在物は、ＭｇＯを含む酸化物核部と、（Ｃａ、Ｍｎ）Ｓからなる硫化物相部からなるが、硫化物相部に含まれるＭｎＳは応力集中による切欠き効果や潤滑効果により被削性を高める効果があり、またＣａを含む介在物は切削工具と被削材間の拡散摩耗を抑制することにより被削性を高め効果がある。つまり、本発明の２重構造の介在物は両者の特性を併せ持っており、これにより被削性向上の効果が大きいものと推測される。また、（Ｃａ、Ｍｎ）ＳはＭｎＳに比べ切削工具の刃先に保護膜を形成しやすいことも被削性向上に寄与していると推測される。
【００１７】
靭性や耐ヒートチェック性等の金型寿命に関する特性の劣化が抑制される理由に関しては、次のようなことが考えられる。快削成分としてのＳを含有させたＳ添加鋼の場合、鋼中にＭｎＳ介在物が生成し、そのＭｎＳによって鋼の被削性が向上する。しかしこのＳ添加鋼の場合、被削性は向上するものの靭性、耐ヒートチェック性等の金型寿命に関する特性が大きく劣化する。その原因は、ＭｎＳ介在物の場合、鋼の鍛伸方向に長く伸長した形態をなしており、これを起点としてクラックが発生し易いとともに、一旦クラックが発生するとそのクラックが伸長したＭｎＳ介在物に沿って進行し易いことによるものである。これに対して本発明において生成する２重構造の介在物では、酸化物核部にＭｎＳより硬質のＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物またはＣａＯ−ＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物を含んでいるため、介在物が上記のよう形状になりにくく、比較的球状となるため、クラックが発生し難く、靭性や耐ヒートチェック性の低下が抑制されると推測される。
【００１８】
また、本発明の熱間工具鋼では、切削される際において、切削を行う刃物の刃先と２重構造介在物の外側表面（硫化物相部）とが接触することになる。したがって、２重構造介在物の硫化物相部に軟らかいＣａが含まれていれば、刃先に保護膜が形成されやすく、刃先の損傷を軽減できるため、刃物の寿命が延び、ひいては鋼の被削性の向上に繋がる。このような効果を生ぜしめるためには、硫化物相部中のＣａ含有量は、１質量％以上１０質量％以下であることが必要である。
【００１９】
このようにして本発明の熱間工具鋼は、同一硬さにて耐ヒートチェック性が従来鋼と同等若しくは若干劣る程度であり、焼なまし状態及び焼入焼戻し状態での被削性が従来鋼より格段に優れている。従って本発明の熱間工具鋼を一般的な製造工程である（ア）の方法に適用すれば、加工時間短縮や切削工具費用の低減を図ることができる。また上記（イ）に適用した場合、即ちプリハードン鋼として供給すれば金型の納期を短縮でき、金型寿命も確保することができる。更に上記（ウ）に適用した場合、即ち直彫り用の熱間工具鋼に適用すれば、切削工具費用をそれほどかけずに金型の納期短縮を実現することが可能となる。或いは深彫りが必要な金型への（ウ）の方法の適用も可能となる。
【００２０】
また、本発明の快削性熱間工具鋼は、
規定する成分の合金を溶解して成分調整するにあたり、Ｓの含有量をＭＳ（質量％）、Ｃａの含有量をＭＣａ（質量％）、Ｏの含有量をＭＯ（質量％）、Ａｌの含有量をＭＡｌ（質量％）としたとき、
溶湯の組成は、
ＭＳ／ＭＯが８以上４０以下、
且つＭＣａ×ＭＳが１×１０−５（質量％）２以上１×１０−３（質量％）２以下、
且つＭＣａ／ＭＳが０．０１以上２０以下、
且つＭＡｌが０．００１質量％以上０．０２質量％以下、
となるようＳ、Ｃａ、Ｏ及びＡｌが添加されることを特徴とする。
【００２１】
上記２重構造介在物において、ＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３もしくはＣａＯ−ＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３を主とする酸化物核部を得るためには、適度に脱酸された溶鋼中にＣａを添加する必要がある。それは、ＭＯ（質量％）が低い場合には、ＭｇＯが生成され難くなってしまう他、ＣａＳが生成され易くなり、ＣａＯが生成され難くなってしまうためである。一方、ＭＯ（質量％）が高い場合にはＡｌ２Ｏ３が過剰に生成され易くなり、ＭｇＯやＣａＯが生成され難くなってしまうためである。また、ＭＯ（質量％）が適当であっても、相対的にＭＳ（質量％）が多ければＣａＳが生成し、ＣａＯが生成され難くなってしまう。更にＡｌ２Ｏ３を生成するためには、少なくとも０．００１質量％以上のＡｌが存在することが必要である。但し、ＭＡｌ（質量％）が多過ぎるとＡｌ２Ｏ３が単独で形成し易くなってしまう。上記２重構造介在物を形成させるためには、これらを考慮しＳ、Ａｌ、Ｃａ、Ｏを添加する必要があり、ＭＳ／ＭＯ、ＭＣａ×ＭＳ、ＭＣａ／ＭＳ、ＭＡｌのバランスを上記のように規定する。これによって、上記のような２重構造の略球状の介在物を良好に生成させることができる。
【００２２】
次に本発明における各化学成分等の限定理由を以下に詳述する。
Ｆｅ：８０質量％以上９６質量％以下
本発明の快削性熱間工具鋼は、上記（ア）〜（ウ）のいずれかの加工を行った後に工具鋼としての機能が発揮されることを基礎としているので、上記のような熱間工具鋼としての必須成分を含有している。Ｆｅは、鋼を構成するのに必須の元素であるため主成分として含有させる。そのためには８０質量％以上の添加が必要である。また、９６質量％を超えると熱間工具鋼として必要な他の成分を含有させることができなくなってしまう。
【００２３】
Ｃ：０．３質量％超過０．６質量％以下
硬さ、耐摩耗性を確保するために必要な元素であり、熱間工具鋼として十分な硬さ、耐摩耗性を確保するためには０．３質量％を超える添加が必要である。但し、過度の添加は熱間強度の低下を招くため上限を０．６質量％に限定する。
【００２４】
Ｓｉ：０．０２質量％以上２質量％以下
（好ましくは０．１５質量％以上０．６質量％以下）
脱炭元素として必要な元素である。また焼戻し軟化抵抗性を高めるためには添加すべき元素である。但し、過度に低減すると被削性が大幅に低下すること、また添加量が多い場合には耐ヒートチェック性や靭性が低下することから０．１５質量％以上０．６質量％以下の範囲にすることが望ましい。
【００２５】
Ｍｎ：０．１質量％以上３質量％以下
合金溶製時に脱酸元素として添加され、焼入性を高めて硬度及び強度を向上させるのに必要な元素である。また酸化物核部を核に（Ｃａ、Ｍｎ）Ｓの形で晶出することで硫化物相部を形成し、２重構造介在物を構成するためにも本発明では必要な元素である。この場合において（Ｃａ、Ｍｎ）Ｓを十分に形成するために０．１質量％以上の添加が必要である。但し、過度に添加すると加工性の低下を招くため３質量％を上限とする。
【００２６】
Ｓ：０．００５質量％超過０．０５質量％以下
酸化物核部を核に（Ｃａ、Ｍｎ）Ｓの形で晶出することで硫化物相部を形成して２重構造介在物を構成することで、被削性を高めるために必要な元素である。この場合被削性を改善する上で０．００５質量％を超える添加が必要である。但し、過度に添加すると耐ヒートチェック性、靭性の低下を招くため上限を０．０５質量％とする。両者のバランスを考慮すると０．０１５質量％以上０．０３５質量％以下の範囲が好ましい。
【００２７】
Ｃｒ：３．５質量％超過６．５質量％以下
炭化物を形成してマトリックスの強化や耐摩耗性を向上させること、また焼入性確保のために必要な元素である。このような効果を得るためには３．５質量％を超える添加が必要である。但し、過度の添加は焼入性や熱間強度の低下を招くため上限を６．５質量％とする。
【００２８】
Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．３質量％以上５質量％以下
炭化物を形成してマトリックスの強化や耐摩耗性を向上させること、また焼入性確保のために必要な元素である。またこのような効果を得るためには０．３質量％以上の添加が必要である。但し、過度の添加は靭性の低下を招くため上限を５質量％とする。尚、ＭｏとＷは同等の効果をもたらし、ＷはＭｏの約２倍の原子量であることからＭｏ当量で規定する。添加方法は、単独であっても複合であってもどちらでもよい。
【００２９】
Ｖ：０．０５質量％以上２．５質量％以下
炭化物を形成し、マトリックスの強化や耐摩耗性向上のために必要である。また微細な炭化物の形成により結晶粒の微細化、ひいては靭性の向上にも有効な元素である。このような効果を得るためには０．０５質量％以上の添加が必要であるが、過度に添加すると靭性の低下を招くため上限を２．５質量％とする。
【００３０】
Ａｌ：０．００１質量％以上０．０２質量％以下
本発明の特徴である２重構造介在物の酸化物核部となるＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物またはＣａＯ−ＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物の形成に必要な元素である。このような酸化物を形成させるためには０．００１質量％以上の添加が必要である。但し、過度に添加すると硬質のＡｌ２Ｏ３が単独で形成され、耐ヒートチェック性や靭性を低下させるため上限を０．０２質量％とする。
【００３１】
Ｃａ：０．０００５質量％以上０．０１質量％以下
本発明の特徴である２重構造介在物の酸化物核部の周辺に（Ｃａ、Ｍｎ）Ｓとして晶出して硫化物相部を形成するために必要な元素であり、ＭｎＳ単独の場合に比べ被削性を向上させる効果がある。また、酸化物核部となるＣａＯ−ＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物の形成のためにも必要な元素である。但し、（Ｃａ、Ｍｎ）Ｓ系硫化物や、ＣａＯ−ＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物を形成させるためには０．０００５質量％以上の添加が必要。一方過度に添加するとＣａＳを形成して鋳造工程においてノズル閉塞が発生し、製造が困難となるため上限を０．０１質量％とする。
【００３２】
Ｍｇ：０．００１質量％以上０．０１質量％
２重構造介在物の酸化物核部となるＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物またはＣａＯ−ＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物の形成に必要な元素である。このような酸化物を形成させるためには、０．００１質量％以上含有させることが必要である。また、Ｍｇは溶解時に合金元素として添加する他、溶解時にマグネシア系の耐火物を使用するなど、溶湯に接する耐火物にＭｇを含有したものを使用することによっても、溶鋼中に上記範囲のＭｇを含有させることが可能である。なお、Ｍｇを溶解時に合金元素として添加する際には、０．００３質量％以上であることが望ましい。また、Ｍｇを過度に含有するとＭｇＯ系介在物が単独で形成し、耐ヒートチェック性や靭性を低下させるため、その上限を０．０１質量％とする。
【００３３】
Ｏ：０．０００５質量％以上０．０１質量％以下
本発明の特徴である２重構造介在物の酸化物核部となるＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物またはＣａＯ−ＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物の形成に必要な元素である。但し、添加量が少ない場合核の数が減少し、略球状化した硫化物の数も減少し、耐ヒートチェック性や靭性が低下するため０．０００５質量％以上の添加が必要。一方過度に添加するとＡｌ２Ｏ３等硬質の酸化物が多量に形成し、耐ヒートチェック性や靭性が低下するため上限を０．０１質量％とする。耐ヒートチェック性や靭性をより高めるためには０．００１質量％以上０．００５質量％以下の範囲で添加することが望ましい。
【００３４】
以下、本発明の快削性熱間工具鋼について、さらに付加可能な要件について説明する。
本発明の快削性熱間工具鋼では、前記酸化物核部を有さない前記硫化物相部のみからなる介在物は、断面組織上で観察される外形線に接する最大幅平行線の間隔をＡとしたとき、Ａが１００μｍ以上のものが、視野面積３．５ｍｍ２あたり２個以下であることを特徴とする。
【００３５】
上述したように、本発明の快削性熱間工具鋼中には２重構造介在物が上記の割合で存在しているが、それ以外にも、鋼の鍛伸方向に長く伸長したＭｎＳ介在物のような、酸化物核部を有さない硫化物相部のみからなる介在物も存在する。上記の通り、そのような介在物はその長く伸長した形状によって、鋼中にクラックを発生させる。そこで本発明では、その硫化物相部のみからなる介在物を、断面組織上で観察される外形線に接する最大幅平行線の間隔をＡとしたとき、Ａが１００μｍ以上のものが、視野面積３．５ｍｍ２あたり２個以下と規定する。このように長く伸長した形状の介在物の個数を制限することで、鋼中にクラックを発生し難くさせることができ、これによって鋼の靭性、耐ヒートチェック性等の金型寿命の劣化を防ぐことを可能としている。
【００３６】
また、本発明の熱間工具鋼を含め鋼中には一般に、原料の段階から存在していたり、製造の過程で混入されたりと不可避的に含有されてしまう元素が存在する。このような元素を不純物としてみた場合、その含有量は熱間工具鋼の特性に影響を与えない範囲で許容される。そのような元素としてはＰ、Ｎが代表的である。したがって、本発明の快削性熱間工具鋼では、
Ｐの含有率が０．０５質量％以下；
Ｎの含有率が０．０４質量％以下；
の少なくともいずれかを充足する組成を有するものとすることができる。以下、その理由について説明する。
【００３７】
Ｐ：０．０５質量％以下
不可避的に含有される元素である。靭性や耐ヒートチェック性を低下させてしまうので低減することが好ましく、その上限を０．０５質量％とする。さらには０．０１５質量％以下に低減することが好ましい。
【００３８】
Ｎ：０．０４質量％以下
不可避的に含有される元素である。またＣ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ等と結合して炭窒化物を形成し、硬さや耐摩耗性の付与に有効な元素でもある。但し、過度に添加すると粗大な炭窒化物が形成して、靭性や耐ヒートチェック性を低下させるため上限を０．０４質量％とする。
【００３９】
また、本発明の快削性熱間工具鋼では、
Ｎｉの含有率が２質量％以下；
Ｃｕの含有率が１質量％以下；
Ｃｏの含有率が５質量％以下；
Ｂの含有率が０．０１質量％以下；
Ｎｂの含有率が１質量％以下；
Ｔａの含有率が１質量％以下；
の少なくともいずれかを充足する組成を有するものとすることができる。
【００４０】
Ｎｉ：２質量％以下
焼入性の向上、マトリックスの強化に有効であり、必要に応じて添加することができる。但し、過度に添加すると加工性が低下するために上限を２質量％とする。
【００４１】
Ｃｕ：１質量％以下
マトリックスの強化に有効であり必要に応じて添加することができる。但し、過度に添加すると靭性が低下するため上限を１質量％とする。
【００４２】
Ｃｏ：５質量％以下
マトリックスの強化に有効であり必要に応じて添加することができる。但し、過度に添加しても加工性が低下するため上限を５質量％とする。
【００４３】
Ｂ：０．０１質量％以下
焼入性を向上させるのに有効な元素であり必要に応じて添加することができる。但し、過度に添加すると熱間加工性や靭性が低下するので上限を０．０１質量％とする。
【００４４】
Ｎｂ：１質量％以下
炭窒化物を形成し、焼入時の結晶粒粗大化を防止する効果がある。但し、過度に添加すると粗大な炭窒化物が形成して靭性や耐ヒートチェック性を低下させるため上限を１質量％とする。
【００４５】
Ｔａ：１質量％以下
炭窒化物を形成し、焼入時の結晶粒粗大化を防止する効果がある。但し、過度に添加すると粗大な炭窒化物が形成し、靭性や耐ヒートチェック性を低下させるため上限を１質量％とする。
【００４６】
また、本発明の快削性熱間工具鋼では、
Ｓの含有量をＷＳ（質量％）、Ｓｅの含有量をＷＳｅ（質量％）、Ｔｅの含有量をＷＴｅ（質量％）としたとき、前記Ｓに代わり、Ｙ（質量％）＝ＷＳ＋０．４ＷＳｅ＋０．２５ＷＴｅが０．００５質量％超過０．０５質量％となるようＳとＳｅとＴｅとから選ばれる１種又は２種以上を含有することができる。
【００４７】
Ｓ＋０．４Ｓｅ＋０．２５Ｔｅ：０．００５質量％超過０．０５質量％以下
Ｓｅ、ＴｅはＳと同等の特性を有する元素であり、Ｓを代替する元素として使用することが可能である。ＳｅはＳの約２．５倍、ＴｅはＳの約４倍の原子量であり、Ｓ＋０．４Ｓｅ＋０．２５Ｔｅで示されるＳ当量で規定する。被削性を改善するためにはＳ当量が０．００５質量％超過であることが必要である。但し、Ｓ当量が大きくなり過ぎると耐ヒートチェック性、靭性の低下を招くため上限を０．０５質量％とする。
【００４８】
また、本発明の快削性熱間工具鋼では、
Ｔｉの含有量が０．０３質量％以下；
Ｚｒの含有量が０．０３質量％；
の少なくともいずれかを充足する組成を有するものとすることができる。
【００４９】
Ｔｉ：０．０３質量％以下
ＴｉＯ系酸化物を形成してＭｎＳ晶出の核となり、２重構造をとらない硫化物の微細化ひいては特性の向上に寄与する。但し、過度に添加すると粗大な酸化物や窒化物を形成して耐ヒートチェック性を低下させるため上限を０．０３質量％とする。
【００５０】
Ｚｒ：０．０３質量％以下
ＺｒＯ２系酸化物を形成してＭｎＳ晶出の核となり、２重構造をとらない硫化物の微細化ひいては特性の向上に寄与する。但し、過度に添加すると粗大な酸化物や窒化物を形成して耐ヒートチェック性を低下させるため上限を０．０３質量％とする。
【００５１】
【実施例】
次に本発明の実施例を以下に詳しく説明する。
＜実施例１＞
（１）表１、２に示す化学組成のＳＫＤ６１系、ＳＫＤ６２系、ＳＫＤ８系の各種鋼１５０ｋｇを真空溶解炉で溶解してその後鋳造し、（２）更に□６３ｍｍ材（６３ｍｍ角材）に鍛造し、（３）８７０℃×３ｈ→徐冷の条件で焼なまし処理した。
【００５２】
【表１】
2004256890.tif 000002
【００５３】
【表２】
2004256890.tif 000003
【００５４】
（４）続いて介在物測定試験片、被削性試験片、シャルピー試験片、ヒートチェック試験片の各試験片を荒加工し（被削性試験片については焼なまし材の被削性評価用は仕上加工実施）、（５）その後各試験片を表４に示す条件で焼入焼戻し処理して同表に示す硬さとした。
【００５５】
（６）次に各試験片を以下の形状、寸法に仕上加工した。
・介在物測定試験片    ：□１０×１０ｍｍ
・被削性試験片        ：□６０×２００ｍｍ
・シャルピー試験片    ：ＪＩＳ３号
・ヒートチェック試験片：φ１５×５ｍｍ
そして介在物測定試験片、被削性試験片、シャルピー試験片、ヒートチェック試験片について、それぞれ以下の方法で介在物評価、被削性試験、シャルピー試験、ヒートチェック試験を行った。
【００５６】
（７）介在物評価
鋼材の鍛伸方向で調査した。即ち試料を研磨後、ＥＰＭＡで介在物の組成を分析し、その後同一部位の光学顕微鏡写真を撮影し、２重構造介在物についてその個数を計測するとともに、画像解析装置により介在物の面積を計測した。また、光学顕微鏡による介在物評価の測定条件は次の通りとした。
・観察倍率：２００倍
・測定面積：１２．６ｍｍ２（０．４２ｍｍ２×３０視野）
・対象介在物：最大長さ３μｍ以上
・測定内容：２重構造介在物の個数、２重構造介在物の面積、介在物の長さ及びアスペクト比（介在物の長さと幅の比率：靭性や耐ヒートチェック性の劣化抑制には介在物の球状化が有効であり、その指標とした。介在物の長さ及びアスペクト比については２重構造介在物も含めた全介在物を対象に測定。）
【００５７】
（８）被削性試験
近年、採用が増加して来ている超硬ソリッドエンドミルによる高速切削により評価した。具体的には下記条件で直線切削を行い、エンドミルにチッピングが発生したり、摩耗が顕著になることにより切削不能（火花発生）となるまでの切削距離を測定した。
被削性の評価はＳＫＤ６１系、ＳＫＤ６２系、ＳＫＤ８系それぞれの従来鋼（ＳＫＤ６１系については従来鋼Ｎｏ．１）を基準鋼としてその切削距離を１とし、これに対する比率で行った。但し、従来型プリハードン鋼を想定したＮｏ．２鋼については焼入焼戻し材でのみ評価した。
【００５８】
・切削工具    ：φ１０ｍｍ超硬エンドミル（６枚刃、（Ｔｉ／Ａｌ）Ｎコーティング）
・切削速度    ：３０２ｍ／ｍｉｎ
・送り        ：０．１ｍｍ／刃
・軸方向切込み：１０ｍｍ
・径方向切込み：０．５ｍｍ
・クーラント  ：ミスト冷却
【００５９】
（９）シャルピー試験
鋼材の幅方向から試験片を採取（Ｔ方向）し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に従いシャルピー衝撃値を評価した。
（１０）ヒートチェック試験
高周波加熱、水冷式のヒートチェック試験を用いて評価した。具体的には表層部の７１０℃加熱⇔水冷を１０００回繰返した後、試料表面に発生するクラックの深さ、本数を測定し、クラック平均長さで耐ヒートチェック性を評価した。
これらの結果が表３に示してある。
【００６０】
【表３】
2004256890.tif 000004
【００６１】
【表４】
2004256890.tif 000005
【００６２】
尚、表３における２重構造介在物の個数及び長さ１００μｍ以上の介在物の個数は視野面積３．５ｍｍ２あたりの個数を表しており、また２重構造介在物の面積の数値は視野面積３．５ｍｍ２あたりの面積を表している。
またアスペクト比は平均値で示している。また、硫化物中のＣａ含有量は２重構造介在物１０個の平均値を表している。
【００６３】
更に被削性については上記基準鋼の２００％以上（指数で２以上）を、またシャルピー衝撃値、耐ヒートチェック性については基準鋼の８０％以上を目標レベルとした。
【００６４】
尚、Ｓ、Ａｌ、Ｃａを添加した材料で表３の製造方法の欄にＢとあるのは、溶湯の成分調整にあたり、溶湯組成が請求項５を満たすようにＳ、Ａｌ、Ｃａを添加して熱間工具鋼を製造した場合を表しており、またＡは従来の通常の方法、即ち低酸素の状態でＣａを添加し（［Ｓ］／［Ｏ］＞４０）熱間工具鋼を製造した場合をそれぞれ表している。
【００６５】
表３の結果に示されているように、本発明に従う熱間工具鋼の場合、金型寿命に関係した特性である靭性（シャルピー衝撃値）、耐ヒートチェック性（クラック平均長さ）を良好に保持しつつ被削性が大きく改善されていることが分る。
これらの効果は、本発明鋼において生成した介在物がＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物またはＣａＯ−ＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物を核として含み、その周りを（Ｃａ、Ｍｎ）Ｓが包み込んだ形態の２重構造の且つ略球状の介在物であることによるものである。
【００６６】
詳しくは、発明鋼では、他の従来鋼及び比較鋼と比べて、２重構造介在物の個数及び面積が大きい。また、介在物のアスペクト比の値が小さく、さらには快削性を向上に寄与する硫化物相部中のＣａ量が多い。また、クラックを生じさせ易い巨大な介在物（ここでは長さが１００μｍ以上のもの）の個数が２個以下と少ない。以上により、発明鋼は優れた被削性、及び靭性、耐ヒートチェック性を備える。
【００６７】
因みに、図１（Ａ）は発明鋼Ｎｏ．１０について鍛伸方向の断面を顕微鏡観察したときに認められた現実の介在物を図化したものである。
同図において１０は介在物を、１２はＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物またはＣａＯ−ＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３系酸化物を主成分とし核として存在する酸化物核部を、また１４はその外側に晶出した（Ｃａ、Ｍｎ）Ｓを主成分とする硫化物相部をそれぞれ表している。
一方図１（Ｂ）は比較鋼Ｎｏ．２２における鍛伸方向の断面を顕微鏡観察したときに現れたＭｎＳ介在物１６を表している。
【００６８】
図１に示しているように本発明の熱間工具鋼においては、Ｃａ含有の硫化物相部１４の中にＭｇＯ、もしくはＭｇＯ及びＣａＯ含有の酸化物核部１２を核として含んだ２重構造の且つ略球状の介在物１０が生成する。
これに対して比較鋼Ｎｏ．２２の場合には鍛伸方向に伸長した形態でＭｎＳ介在物１６が現れている。
【００６９】
そして本発明鋼の場合、これら介在物の形態の違いに基づいて金型として必要な特性を良好に保持しつつ被削性が改善されたものと考えられる。
尚この図１は添付の参考写真（光学顕微鏡写真）をそのまま図化して表したものである。
【００７０】
＜実施例２＞
（１）表５に示す化学組成の熱間工具鋼を用いて、上記（ア）の通常工程で熱間鍛造金型を以下に示す条件で製造し、介在物測定、被削性評価、金型寿命評価をそれぞれ行った結果が表６及び表７に示してある。
【００７１】
【表５】
2004256890.tif 000006
【００７２】
（２）製造
量産規模で３．６ｔの上記材料を電気溶解炉で溶製し、３３５×３４５ｍｍの角材に鍛造後、８７０℃で焼なまし処理を実施した。
（３）金型荒加工
長さ１０１０ｍｍに切断後、６面をフライスにより３２５×３３５×１０００ｍｍに加工した。その後３３５×１０００ｍｍの面にエンドミルで自動車用のクランクシャフト形状に荒彫りし、フライス加工終了までに要したチップの交換回数で焼なまし状態での被削性を評価した。
【００７３】
（４）焼入れ・焼戻し
熱処理メーカーで１０３０℃×４ｈで焼入れ後、５８０〜５９０℃×８ｈの焼戻しを２回行い、硬さをＨＲＣ４５に調整した。
（５）金型仕上加工
エンドミルでクランクシャフト形状に仕上加工し、仕上加工に要したエンドミルの本数で焼入焼戻し状態での被削性を評価した。
【００７４】
（６）ガス軟窒化処理
５２５℃×２５ｈのガス軟窒化処理を実施した。
（７）鍛造
熱間プレスでクランクシャフトを鍛造し、金型に発生するヒートチェックや摩耗により鍛造不可になるまでのショット数で金型寿命を評価した。
【００７５】
【表６】
2004256890.tif 000007
【００７６】
【表７】
2004256890.tif 000008
【００７７】
表７において明らかなように２重構造且つ略球状の介在物の生成した本発明鋼を用いた熱間鍛造金型の場合良好な被削性及び金型寿命を示した。
【００７８】
＜実施例３＞
（１）実施例２と同じ化学組成の熱間工具鋼を用いて上記（ウ）の直彫り工程に従ってダイカスト金型を実施例２と同じ条件で製造し、被削性、金型寿命を調べた。結果が表８に示してある。
【００７９】
（２）切断、焼入焼戻し
上記材料より１１０×６０×１７０ｍｍの角材を切出し、熱処理メーカーで１０３０℃×１ｈの焼入れ、５７０〜５８０℃×２ｈの焼戻し処理を２回行い、硬さをＨＲＣ５２に調整した。
【００８０】
（３）金型荒加工〜仕上加工
フライスにより６面加工後、エンドミルで１１０×１７０ｍｍの面に携帯電話のケース形状を型彫りし、加工に要したエンドミルの本数で焼入焼戻し状態（直彫り状態）での被削性を評価した。
（４）鋳造
Ｍｇのチクソモールド法により携帯電話のケースを鋳造し、ヒートチェックや溶損による鋳造不可となるまでのショット数で金型寿命を評価した。
【００８１】
【表８】
2004256890.tif 000009
【００８２】
表８の結果に示しているように、従来鋼を用いたダイカスト金型の場合、金型寿命が５．３万ショットであるのに対し、本発明鋼を用いたダイカスト金型の場合、金型寿命が７．０万ショットであって良好な金型寿命を示した。
更にまた本発明鋼の場合、エンドミル使用本数は４本であり、従来鋼の８本に比べて少なく、金型製造に際しての被削性も改善されていることが分る。
【００８３】
＜実施例４＞
（１）表９に示す化学組成の熱間工具鋼を用いて、以下の条件で上記（イ）の工程に従いプリハードン鋼を製造した上で鍛造金型を製作し、特性評価を行った。結果が表１０及び表１１に示してある。
【００８４】
【表９】
2004256890.tif 000010
【００８５】
（２）製造
量産規模で３．６ｔの上記材料を電気溶解炉で溶製し、１５０×３５０×１５００ｍｍの角材に鍛造した。更に鉄鋼メーカーの熱処理炉で１０３０℃×５ｈの焼入れ、５８０〜６００℃の焼戻しを２回行い、硬さをＨＲＣ４３に調整した。
（３）金型荒加工〜仕上加工
上記材料から１５０×１６５×３６０ｍｍの素材を切出し、６面をフライス加工後、１６５×３６０ｍｍの面に自動車用ロッカーアーム形状を型彫りし、加工に要したエンドミルの本数で焼入焼戻し状態（プリハードン状態）での被削性を評価した。
【００８６】
（４）鍛造
熱間プレスでロッカーアームを鍛造し、金型に発生するヒートチェックや摩耗により鍛造不可となるまでのショット数で金型寿命を評価した。
【００８７】
【表１０】
2004256890.tif 000011
【００８８】
【表１１】
2004256890.tif 000012
【００８９】
表１１の結果に示してあるように、従来鋼−１、従来鋼−２の場合には金型寿命がそれぞれ５８００ショット、１５００ショットであるのに対し、本発明鋼の場合、金型寿命が８０００ショットと良好であり、更にまた本発明鋼を用いた鍛造金型の場合、エンドミル使用本数が４本と従来鋼−１の６本に比べて少なく、被削性も良好であった。
【００９０】
以上本発明の実施例を詳述したがこれはあくまで一例示であり本発明はその主旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例において得られた介在物の形態を従来鋼において得られる介在物の形態と比較して図示したものである。
【符号の説明】
１０  介在物
１２  酸化物核部
１４  硫化物相部
【図１】
2004256890.tif 000013