(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で（以下、同じ）、
Ｃ  ：０．７０〜０．９０％、
Ｓｉ：０．６０〜０．８０％、
Ｍｎ：０．３０〜０．５０％、
Ｐ  ：０．３０％以下、
Ｓ  ：０．０３０％以下、
Ｃｕ：０．０１〜０．２５％、
Ｎｉ：０．０１〜０．２５％、
Ｃｒ：６．０〜７．０％、
Ｍｏ＋１／２Ｗ：２．５０〜３．００％、
Ｖ：０．７０〜０．８５％、
Ｎ  ：０．０２０％以下、
Ｏ  ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
１．６６（Ｍｏ＋１／２Ｗ）＋Ｖ：＜５．７、
残部がＦｅおよび不可避的不純物を含有することを特徴とする冷間工具鋼。
【請求項２】
Ｎｂ：０．００１〜０．３０％、
Ｔａ：０．００１〜０．３０％、
Ｔｉ：０．２０％以下、および、
Ｚｒ：０．００１〜０．３０％から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷間工具鋼。
【請求項３】
焼入れ後の残留オーステナイト量が２５ｖｏｌ％以下となることを特徴とする請求項１又は２に記載の冷間工具鋼。
【請求項４】
４５０℃以上の焼戻し処理で最高硬さが６４ＨＲＣ以上となることを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載の冷間工具鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷間工具鋼、特に、高張力鋼板の成形に好適な冷間工具鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
通常、ＳＫＤ１１に代表される冷間工具鋼は、１０００℃以上での焼入れ処理、次いで４５０℃以上での焼戻し処理後に、ＨＲＣ６０〜６３程度で使用されることが多い。この冷間工具鋼の主な用途として、冷間プレス用金型、冷間鍛造用金型が挙げられる。例えば、特許文献１には、炭化物の大きさ、分布を改善し、高硬度でかつ高靱性が得られる冷間工具鋼が記載されている。
【０００３】
一方、近年、自動車業界は、地球温暖化問題への対策が求められており、その最も有効な対策として車体の軽量化に各社が取り組んでいる。車体の軽量化が進めば、車から排出される二酸化炭素量が低減できる、と言われている。そのため、通常車体の部材として使用される普通鋼板よりも薄くて同等の強度を得ることができる高張力鋼板と言われる部材が自動車ボディーや構造部品として採用されることが多い。
【０００４】
高張力鋼板は、「ハイテン」（Ｈｉｇｈ  Ｔｅｎｓｉｌｅ  Ｓｔｒｅｎｇｔｈ  Ｓｔｅｅｌ  Ｓｈｅｅｔｓ）とも呼ばれ、引張強さが高い鋼板のことを言う。普通鋼板が引張り強さ２７０ＭＰａ以上であるのに対して、一般的には３４０ＭＰａ〜７９０ＭＰａのものが高張力鋼板と定義される。また、引張り強さ１０００ＭＰａ以上のものは、特に超高張力鋼板と言われている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平２−２７７７４５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
このような自動車車体の軽量化の要求から、冷間工具鋼（冷間金型）の超高張力鋼板への適用が増加している。そのため、超高張力鋼板の成形を行う際、冷間金型への負荷も大きくなってきている。負荷に耐えきれない冷間金型は、変形してしまい、自動車ボディーや構造部品の寸法精度が保てなくなる。十分負荷に耐え得るためには、冷間金型の硬さと衝撃値を確保する必要がある。省資源を考慮しつつ、高い硬さを得るためには、焼入れ処理で炭素をより多く固溶させ、焼戻し処理により、二次硬化を利用することが有効である。
【０００７】
炭素の固溶量を多くするための手段の一つとして、焼入れ温度を高くする方法がある。しかし、焼入れ温度を高くすると、鋼中の結晶粒の粗大化の問題が生じ得る。結晶粒が粗大化すると、金型の衝撃値の低下につながるため、焼入れ温度での結晶粒の粗大化を防止するＶＣなどの炭化物が必要になる。ところが、結晶粒の粗大化を防止する炭化物が多すぎても衝撃値が低下してしまう。また、Ｍｏ、Ｖといった元素を添加すると、二次硬化の寄与により、硬さの向上が期待できる。
【０００８】
一方、冷間金型を製造する工程に目を向けると、冷間金型は、通常、室温にて切削され、最終形状に仕上げられる。この切削の工程は、金型材料（冷間工具鋼）のせん断変形による破断と破断した切り屑と工具の摩耗の繰り返しであり、金型材料の被削表面の温度は、一時的瞬間的に高くなる。この高い温度で金型が変形しにくくなってくる、すなわち、高い温度での硬さが高くなると、被削性が低下する。つまり、金型を切削する工具への負担が大きくなるため（工具摩耗量が大きくなるため）、金型を製造するのに時間と切削工具費用がかかり、金型の生産性が低下する。
【０００９】
本発明は上記のような問題に鑑みてなされたものであり、本発明が解決しようとする課題は、冷間工具鋼において、金型の必要な硬さと衝撃値を確保しつつ、金型の生産性を向上させることである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、鋭意検討した結果この課題を解決できることを見い出した。その具体的手段は以下の通りである。まず、第１の発明は、質量％で（以下、同じ）、Ｃ  ：０．７０〜０．９０％、Ｓｉ：０．６０〜０．８０％、Ｍｎ：０．３０〜０．５０％、Ｐ  ：０．３０％以下、Ｓ  ：０．０３０％以下、Ｃｕ：０．０１〜０．２５％、Ｎｉ：０．０１〜０．２５％、Ｃｒ：６．０〜７．０％、Ｍｏ＋１／２Ｗ：２．５０〜３．００％、Ｖ：０．７０〜０．８５％、Ｎ  ：０．０２０％以下、Ｏ  ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、１．６６（Ｍｏ＋１／２Ｗ）＋Ｖ：＜５．７、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含有することを特徴とする冷間工具鋼である。
【００１１】
次に、第２の発明は、上記した第１の発明に係る冷間工具鋼であって、Ｎｂ：０．００１〜０．３０％、Ｔａ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：０．２０％以下、および、Ｚｒ：０．００１〜０．３０％から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【００１２】
次に、第３の発明は、上記した第１の発明又は第２の発明に係る冷間工具鋼であって、焼入れ後の残留オーステナイト量が２５ｖｏｌ％以下となることを特徴とする。
【００１３】
次に、第４の発明は、上記した第１の発明から第３の発明のいずれかの発明に係る冷間工具鋼であって、４５０℃以上の焼戻し処理で最高硬さが６４ＨＲＣ以上となることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１４】
本発明は、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖを所定の範囲とすることで、金型の必要な硬さと衝撃値を確保している。また、本発明は、金型の生産性を向上させるために、Ｍｏ、Ｗ、Ｖのバランスを適正化し、１．６６（Ｍｏ＋１／２Ｗ）＋Ｖ：＜５．７の関係式を特定した点を特徴としている。通常、金型は、室温にて切削され、切削中は切削熱で金型の温度が一時的瞬間的に高くなる。この場合、金型の硬さに着目すると、室温における硬さが最も高く、温度が高くなるにつれて硬さが低くなる。発明者らが鋭意研究した結果、切削により金型が一時的瞬間的に高くなった場合、特に、Ｍｏ、Ｗ、Ｖの各元素が所定の添加量よりも多く添加されていると、被削性が悪くなって切削効率を下げることが判明した。すなわち、Ｍｏ、Ｗ、Ｖの元素添加量が金型の生産性を低下させる一要因である、と結論づけた。
なお、上述した特許文献１に記載された冷間工具鋼は、炭化物の大きさ、分布を改善することにより、高硬度でかつ高靱性を実現したものであり、本発明の特徴を有するものではなく、全く異なる技術的思想を持った発明である。
【００１５】
以上より、本発明に係る冷間工具鋼によれば、金型の必要な硬さと衝撃値を確保しつつ、金型の生産性を向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】工具摩耗量（被削性）とＭｏ、Ｗ及びＶの添加量との関係を示した図である。
【図２】発明鋼と比較鋼の衝撃値及び硬さの数値の関係を示した図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明の一実施形態に係る冷間工具鋼（以下、本冷間工具鋼と言う）。について詳細に説明する。本冷間工具鋼の用途としては、高張力鋼板の成形型、冷鍛パンチ・ダイス、曲げ型、冷間鍛造金型、スエージングダイス、ネジ転造ダイス、パンチ部材、スリッターナイフ、リードフレーム打抜き型、ゲージ、深絞りパンチ、曲げ型パンチ、シャーブレード、ステンレス鋼の曲げ型、絞り型、圧造などの塑性加工工具、歯車用パンチ、カム部品、プレス打抜き型、順送打抜き型、土砂送給装置のシールプレート、スクリュー部材、コンクリート吹付機用ロータリープレート、ＩＣ封止型、高い寸法精度が要求される精密プレス型などに適用できる。また、ＣＶＤ処理、ＰＶＤ処理、ＴＤ処理等の表面処理を行った上で使用される上記の各種冷間金型等に使用できる。これらの中でも、引張り強さ１０００ＭＰａ以上の超高張力鋼板の用途で使用されることが特に好ましい。
【００１８】
本冷間工具鋼は、以下のような元素を含有する。添加元素の種類、その成分範囲及びその限定理由は、以下の通りである。
【００１９】
Ｃ：０．７０〜０．９０％
Ｃは、強度、耐摩耗性を確保するのに必要な元素であり、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ等の炭化物形成元素と結合して炭化物を形成する。また、Ｃは、焼入れ時に母相中に固溶し、マルテンサイト組織化することによって硬度を確保するためにも必要である。冷間工具鋼におけるこの効果を得るため、Ｃ含有量の下限を０．７０％とする。一方、Ｃ含有量が過剰になると、上記炭化物形成元素とＣとが結合して粗大な炭化物を形成し、衝撃値が低下する。また、鋳造後のインゴットを熱間鍛造する際の熱間加工性が低下する。そのため、Ｃ含有量の上限を０．９０％とする。上記した観点からＣ含有量のより好ましい範囲は、０．７５〜０．８５％である。
【００２０】
Ｓｉ：０．６０〜０．８０％
Ｓｉは、母相に固溶し、他の炭化物の析出を促進して二次硬化に寄与する。この効果を得るため、Ｓｉ含有量の下限を０．６０％とする。一方、Ｓｉを過剰に添加すると焼入れ性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量の上限を０．８０％とする。
【００２１】
Ｍｎ：０．３０〜０．５０％
Ｍｎは、焼入れ性の向上、オーステナイトの安定化のために添加される。とりわけ、焼入れ性が低下すると、ミクロレベルでの硬度バラツキが大きくなる。また、Ｍｎは、不可避的にＳが含有された場合にＭｎＳを形成し、熱処理による歪み（異方性の助長）を起因とした衝撃値の低下を防止する。そのため、Ｍｎ含有量の下限を０．３０％とする。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、鋳造後のインゴットを熱間鍛造する際の熱間加工性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量の上限を０．５０％とする。
【００２２】
Ｐ：０．３０％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる。Ｐは、結晶粒界に偏析し、靱性を低下させる原因となる。そのため、Ｐ含有量の上限は、０．３％とする。
【００２３】
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる。Ｓは、通常、被削性を向上させるために積極的に添加される。本発明においては、Ｓを添加することにより、ＭｎＳが形成され、熱処理による歪み（異方性の助長）を起因とした衝撃値の低下を防止するため、Ｓ含有量を０．０３％以下に規制した。
【００２４】
Ｃｕ：０．０１〜０．２５％
Ｃｕは、オーステナイトを安定化させる元素である。但し、Ｃｕ含有量が過剰になると、残留オーステナイト量が増え、寸法の経年変化を引き起こす。また、過剰に添加すると、鋳造後のインゴットを熱間鍛造する際の熱間加工性が低下する。そのため、Ｃｕ含有量を０．０１〜０．２５％とした。
【００２５】
Ｎｉ：０．０１〜０．２５％
Ｎｉは、オーステナイトを安定化させる元素である。但し、Ｎｉ含有量が過剰になると、残留オーステナイト量が増え、寸法の経年変化を引き起こす。そのため、Ｎｉ含有量を０．０１〜０．２５％とした。
【００２６】
Ｃｒ：６．０〜７．０％
Ｃｒは、耐食性を向上させる元素である。その効果を得るため、Ｃｒ含有量の下限を６．０％とする。Ｃｒ含有量が過剰になると、オーステナイト組織へのＣ固溶量が少なくなり、十分な硬度が得られない。そのため、Ｃｒ含有量の上限を７．０％とする。
【００２７】
Ｍｏ＋１／２Ｗ：２．５０〜３．００％
Ｍｏ及びＷは、微細な炭化物を形成し、二次硬化に寄与する重要な元素である。Ｗは、Ｍｏと同等の効果を得るためには、２倍の添加が必要となるため、本発明においては、Ｗの含有量の１／２とＭｏとの総量を規定する。二次硬化の効果を得るため、Ｍｏ＋１／２Ｗ含有量の下限を２．５０％とする。一方、Ｍｏ、Ｗの
含有量が過剰になると、焼入れ時に残存する炭化物量が多くなるため、Ｍｏ＋１／２Ｗ含有量の上限を３．００％とする。
【００２８】
Ｖ：０．７０〜０．８５％
Ｖは、Ｃと結合して炭化物を形成する。この炭化物は、結晶粒径の粗大化抑制に寄与する。その効果を得るため、Ｖ含有量の下限を０．７０％とする。Ｖ含有量が過剰になると、Ｖ炭窒化物が晶出し、衝撃値が低下する。そのため、Ｖ含有量の上限を０．８５％とする。
【００２９】
Ｎ  ：０．０２０％以下、
Ｎは、侵入型元素であり、マルテンサイト組織の硬さの上昇に寄与する。同じ侵入型元素の炭素に比べてγ安定化能が強い。但し、Ｎ含有量が過剰になると、凝固中の窒素の濃化により窒素ガス噴出の限界を超えてしまい、インゴット中にボイドを生じやすくなる。そのため、Ｎ含有量の上限を０．０２％とする。
【００３０】
Ｏ  ：０．０１００％以下
Ｏは、溶鋼中に不可避的に含まれる元素である。但し、Ｏが過剰になると、Ｓｉ、Ａｌと結合して粗大な酸化物を生じ、これが介在物となって、靱性を低下させる。これを防止する観点から、Ｏ含有量の上限を０．０１００％とする。
【００３１】
Ａｌ：０．１００％以下、
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。但し、Ａｌ含有量が過剰になると、Ｏと結合して粗大な窒化物を形成し、割れの起点となる。そのため、Ａｌ含有量の上限を０．１００％とする。
【００３２】
１．６６（Ｍｏ＋１／２Ｗ）＋Ｖ：＜５．７
二次硬化を高めるためにＭｏ＋１／２Ｗ、Ｖの添加が必要となる。一方、これらの合計量が過剰になると、切削時の切削抵抗や切削熱により金型の温度が高くなっても、金型の硬度が低下せずに被削性が悪くなる。そのため、１．６６（Ｍｏ＋１／２Ｗ）＋Ｖ：＜５．７と規定した。
【００３３】
Ｎｂ：０．００１〜０．３０％、Ｔａ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：０．
２０％以下、および、Ｚｒ：０．００１〜０．３０％
Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒは、Ｃ、Ｎと結合して炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化を抑制に寄与する元素である。一方、過剰に添加すると仕上げ時の被削性が低くなり、金型の生産性が低下する。そのため、各元素の含有量は、上記の範囲とした。
【００３４】
また、本冷間工具鋼は、焼入れ後の残留オーステナイト量が２５ｖｏｌ％以下となることが好ましい。焼入れ後の残留オーステナイト量が多くなると、焼戻し後に分解する残留オーステナイト量を起因とした金型の寸法変化が大きくなり、金型の精加工に手間がかかるからである。なお、焼入温度は、１０００〜１１００であることが好ましい。
【００３５】
また、本冷間工具鋼は、４５０℃以上の焼戻し処理で最高硬さが６４ＨＲＣ以上となることが好ましい。特に、高張力鋼板の冷間金型として使用する場合、二次硬化を利用して硬さと衝撃値を確保する必要があるからである。
【実施例】
【００３６】
以下、本発明を実施例により具体的に説明する。
表１（後述）に示す化学組成（質量％）の鋼を真空誘導炉で溶製した後、５０ｋｇのインゴットを鋳造した。鋳造後のインゴットを熱間鍛造し、６０ｍｍ角の棒材を製造した。熱間鍛造後は、８８０℃から７℃／ｈｒの冷却速度で徐冷する球状化焼きなましを行った。得られた各鋼材について、硬さ測定試験、シャルピー衝撃試験、被削性試験、残留オーステナイト量測定試験にて評価を行った。
【００３７】
＜硬さ測定試験＞
上記熱処理後の棒材から１辺１０ｍｍの立方体試験片を切り出し、表２の熱処理条件（焼入温度及び焼戻温度）で処理した後、測定面と接地面を＃４００まで研磨した後、ロックウェルＣスケールによりこの試験片の硬さを測定した。なお、この硬さは、４５０℃以上の焼戻し処理したときの最高硬さを示している。
【００３８】
＜シャルピー衝撃試験＞
上記６０ｍｍ角の棒材から切り出した１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの角材に１０Ｒの深さで２ｍｍのノッチを形成した１０Ｒノッチシャルピー試験片を作成し、表２に示す温度での焼入れ処理と焼戻し処理を実施した後、室温にて衝撃値を測定した。なお、衝撃値は、３個の試験片の平均値とした。
【００３９】
＜被削性試験（エンドミル加工試験）＞
被削性試験は、焼きなまし後の鋼材から切り出した下記試験片に対して行った。試験条件は、以下の通りである。
試験片：５５ｍｍ×５５ｍｍ×２００ｍｍ
切削工具：超硬Ｍ２０のスクエアエンドミル（φ１０ｍｍ）
切削距離：１０ｍ
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ
１刃当たりの送り速度：：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み幅（水平方向）：０．５ｍｍ
切り込み高さ（垂直方向）：０．５ｍｍ
切削油：なし
なお、評価は、１０ｍの切削加工後、エンドミルをホルダーより外し、スクエアエンドミルの角部の最大摩耗量を測定した。スクエアエンドミルの角部の最大摩耗量は、倍率３倍のＣＣＤカメラで実測することにより測定した。ここで、「スクエアエンドミルの角部の最大摩耗量」とは、スクエアエンドミルの角部の先端から剥離及び摩耗が確認できる位置までの距離の最大値を指す。
【００４０】
＜残留オーステナイト量測定試験＞
上記６０ｍｍ角の棒材から切り出した１０ｍｍ×１０ｍｍ×２ｍｍの角材を表２に記載の焼入れ温度で３０分間保持した後、５０℃／ｍｉｎの平均冷却速度で冷却した。次に、この角材（試験片）の測定面をＪＩＳ−Ｒ６００１に規定される♯８００まで研磨し、Ｘ線回折装置により測定を実施した。Ｘ線の測定により得られたフェライトの（２００）（２１１）のピーク強度とオーステナイトの（２００）（２２０）（３１１）のピーク強度を求め、そのピーク強度比から残留オーステナイト量（ｖｏｌ％）を算出した。
【００４１】
表１に、発明鋼、比較鋼の化学組成を示す。表２に、発明鋼、比較鋼の熱処理条件及び各種試験結果を示す。また、図１に、発明鋼及び比較鋼の工具摩耗量（被削性）とＭｏ、Ｗ及びＶの添加量との関係を示す。図２に、発明鋼と比較鋼の衝撃値及び硬さの数値の関係を示す。
【００４２】
【表１】
0006439227.tif 000002
【００４３】
【表２】
0006439227.tif 000003
【００４４】
表１、表２、図１、図２を比較すると、以下のことが分かる。すなわち、比較鋼１〜６は、１．６６（Ｍｏ＋１／２Ｗ）＋Ｖが５．７以上となっている。そのため、工具摩耗量が多く、金型の生産性が低くなる。詳しくは、図１を参照すると、１．６６（Ｍｏ＋１／２Ｗ）＋Ｖが５．７以上となっているプロットは、比較例１〜６を示している。一方、１．６６（Ｍｏ＋１／２Ｗ）＋Ｖが５．７未満となっているプロットは、発明鋼１〜９及び比較鋼７〜１２を示している。図１に示すように、合金組成が１．６６（Ｍｏ＋１／２Ｗ）＋Ｖが５．７以上になると、工具摩耗量が大きくなり、被削性が低下し、金型の生産性が低くなる。
【００４５】
表１、表２、図２を参照すると、比較鋼７〜１２は、ＳとＶのいずれか一方又は両方が本発明の規定範囲の上限を上回っているため、衝撃値が低い。
【００４６】
表１、表２を参照すると、比較鋼１３は、Ｓｉ、Ｍｏ＋１／２Ｗ、Ｖの含有量が本発明の規定範囲の下限を下回っており、Ｃｒの含有量が本発明の規定範囲の上限を上回っているため、十分な硬さが得られていない。また、Ｃの含有量が本発明の規定範囲の上限を上回っているため、衝撃値が低い。
【００４７】
表１、表２を参照すると、比較鋼１４は、Ｍｏ＋１／２Ｗ、Ｖの含有量が本発明の規定範囲の下限を下回っており、Ｃｒの含有量が本発明の規定範囲の上限を上回っているため、十分な硬さが得られていない。また、Ｃの含有量が本発明の規定範囲の上限を上回っているため、衝撃値が低い。なお、表２の比較例１６は、表１の比較例１４と組成が同じで、表２の比較例１４の焼入温度、焼戻温度とは異なる条件にて試験を実施した例である。
【００４８】
表１、表２を参照すると、比較鋼１５は、Ｃ、Ｍｏ＋１／２Ｗ、Ｖの含有量が本発明の規定範囲の下限を下回っており、Ｓｉの含有量が本発明の規定範囲の上限を上回っているため、十分な硬さが得られていない。
【００４９】
これら比較鋼に対し、発明鋼は、硬さ測定試験、シャルピー衝撃試験、被削性試験、残留オーステナイト量測定試験のいずれの試験結果においても良好な結果を得ている。上記結果から、本冷間工具鋼によれば、金型の必要な硬さと衝撃値を確保しつつ、金型の生産性を向上させることができる、と言える。
【００５０】
以上、本発明の実施形態、実施例について説明した。本発明は、これらの実施形態、実施例に特に限定されることなく、種々の改変を行うことが可能である。
【図１】
0006439227.tif 000004
【図２】
0006439227.tif 000005