CN103403206A - 切削性优异的冷作工具钢 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种冷作工具钢，以质量%计含有：C：0.6～1.2%、Si：0.7～2.5%、Mn：0.3～2.0%、S：0.02～0.1%、Cr：3.0～低于5.0%、Mo及W按单独或复合计(Mo+1/2W)：0.5～2.0%、Al：0.04～低于0.3%、余量Fe及无法避免的杂质，根据由S、Cr、Al量构成的关系式：21.9×S+124.2×(Al/Cr)-2.1求出的切削性指数MP的值超过0。优选的是，调质后的硬度为60HRC以上。还可含有1.0%以下的Ni、1.0%以下的Cu。另外，还可含有1.0%以下的V、0.5%以下的Nb。

Description

切削性优异的冷作工具钢
技术领域
本发明涉及适用于工具材料、特别是用于成形家电、手机、汽车相关部件的冷作模具材料的冷作工具钢。
背景技术
对于用于室温下的板材的弯曲、拉深、冲压等压制成形的冷作工具，为了提高其耐磨耗性，提出了通过淬火回火(以下称为“调质”)能够达成60HRC以上的硬度的钢原材料(专利文献1～3)。形成这种高硬度的钢原材料时，调质后难以切削加工为工具形状，因此通常在硬度低的退火状态下进行粗加工，然后调质为60HRC以上的使用硬度。此情况下，由于调质使得工具出现热处理变形，因此在调质后实施用于校正该变形部分的再次精切削加工，从而调整为最终工具形状。调质造成工具热处理变形的主要原因是由于退火状态下为铁素体组织的钢原材料向马氏体组织相转变而使体积膨胀。
除上述的钢原材料之外，提出了许多预先调质为使用硬度来供给的预硬钢。预硬钢是一种有效的技术，由于进行一次性切削加工成最终工具形状后不需要调质，因此可排除调质造成的工具的热处理变形，还可省略上述的精切削加工。关于本技术，提出了一种冷作工具钢，通过对淬火后的钢原材料中存在的会使切削性降低的未固溶碳化物的量进行优化，从而确保超过55HRC的调质硬度且具有优异的切削性(专利文献4)。另一方面，还提出一种冷作工具钢，为了抑制由切削加工时的切削工具与钢原材料之间的摩擦产生的工具磨耗，通过添加用来形成熔点1200℃以下的氧化物(为(FeO)2·SiO2、Fe2SiO4或(FeSi)Cr2O2)的元素并介由切削加工时产生的热在模具表面形成上述氧化物，从而赋予自身润滑性(专利文献5)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2008-189982号公报
专利文献2：日本特开2009-132990号公报
专利文献3：日本特开2006-193790号公报
专利文献4：日本特开2001-316769号公报
专利文献5：日本特开2005-272899号公报
发明内容
发明要解决的问题
专利文献4所公开的冷作工具钢是兼顾切削加工时的切削性和作为工具的耐磨耗性的优异的预硬钢。然而，对于耐磨耗性而言，由于规定的未固溶碳化物的形成量少且淬火温度受到限制，因此即便成为60HRC以上的调质硬度，得到其的成分范围也非常受限。而且，专利文献4中以抑制淬火加热时的晶粒生长为目的而优选添加的Nb、V是在上述淬火温度下容易形成未固溶的MC碳化物的元素。由于MC碳化物为硬质的，因此对于专利文献4所公开的成分组成来说存在调质后的切削性显著降低的问题。
另外，专利文献5所公开的冷作工具钢利用低熔点氧化物作为自身润滑覆膜，但切削温度不上升至氧化物的熔点时得不到润滑效果。反之，切削温度过度上升时，氧化物的粘度显著降低，存在不能起到润滑覆膜的作用的问题。
本发明的目的在于提供一种冷作工具钢，其以能够稳定地达成60HRC以上的高调质硬度的成分组成为基础；优选即使进一步增加未固溶碳化物的形成量，也可飞跃性地提高调质后的切削性而不依赖于切削温度。
用于解决问题的方案
本发明人对提高冷作工具钢的切削性的方法进行了深入研究。其结果，发现下述方法：积极地导入高熔点氧化物Al2O3，介由切削加工时的热使包含高熔点氧化物Al2O3和高延展性夹杂物MnS的复合润滑保护覆膜形成于切削工具的表面。另外，对于达成60HRC以上的调质硬度且可形成该复合润滑保护覆膜的钢原材料来说存在最合适的成分范围，通过特定该成分范围而完成本发明。
即，本发明为调质后的切削性优异的冷作工具钢，其特征在于，以质量%计含有：
C：0.6～1.2%、
Si：0.7～2.5%、
Mn：0.3～2.0%、
S：0.02～0.1%、
Cr：3.0～低于5.0%、
Mo及W按单独或复合计(Mo+1/2W)：0.5～2.0%、
Al：0.04～低于0.3%、
余量Fe及无法避免的杂质，
根据由上述S、Cr、Al量构成的关系式：21.9×S+124.2×(Al/Cr)-2.1求出的切削性指数MP的值超过0。优选的是，调质后的硬度为60HRC以上。
本发明的冷作工具钢还可含有1.0%以下的Ni或进一步含有1.0%以下的Cu。
而且，本发明的冷作工具钢还可含有1.0%以下的V或进一步含有0.5%以下的Nb。
发明的效果
根据本发明，由于采用可广泛对应多数成分组成的提高切削性的方法，因此尽管调质为60HRC以上的硬度且进行未固溶碳化物量多的合金设计，仍可制成调质后的切削性飞跃性提高而不依赖于切削温度的冷作工具钢。因此，可根据冷作工具钢的调质硬度、各种功能自由地选择未固溶碳化物的量，尤其对于预硬化冷作工具钢的实用化来说是不可欠缺的技术。
附图说明
图1A是显示用于切削加工属于本发明例的试样序号1的切削工具的前倾面及后隙面的数码显微镜照片。图片上侧表示前倾面、图片下侧表示后隙面。
图1B是显示用于切削加工属于本发明例的试样序号6的切削工具的前倾面及后隙面的数码显微镜照片。图片上侧表示前倾面、图片下侧表示后隙面。
图1C是显示用于切削加工属于本发明例的试样序号11的切削工具的前倾面及后隙面的数码显微镜照片。图片上侧表示前倾面、图片下侧表示后隙面。
图1D是显示用于切削加工属于比较例的试样序号22的切削工具的前倾面及后隙面的数码显微镜照片。图片上侧表示前倾面、图片下侧表示后隙面。
图1E是显示用于切削加工属于比较例的试样序号30的切削工具的前倾面及后隙面的数码显微镜照片。图片上侧表示前倾面、图片下侧表示后隙面。
图1F是显示用于切削加工属于比较例的试样序号34的切削工具的前倾面及后隙面的数码显微镜照片。图片上侧表示前倾面、图片下侧表示后隙面。
图2A分别为对图1A(试样序号1)的切削工具的表面形成的附着物进行EPMA(电子探针显微分析仪)分析时的Al(左上)、O(右上)、Mn(左下)、S(右下)的映像图。
图2B分别为对图1B(试样序号6)的切削工具的表面形成的附着物进行EPMA(电子探针显微分析仪)分析时的Al、O、Mn、S的映像图。
图2C分别为对图1C(试样序号11)的切削工具的表面形成的附着物进行EPMA(电子探针显微分析仪)分析时的Al、O、Mn、S的映像图。
图2D分别为对图1D(试样序号22)的切削工具的表面形成的附着物进行EPMA(电子探针显微分析仪)分析时的Al、O、Mn、S的映像图。
图2E分别为对图1E(试样序号30)的切削工具的表面形成的附着物进行EPMA(电子探针显微分析仪)分析时的Al、O、Mn、S的映像图。
图2F分别为对图1F(试样序号34)的切削工具的表面形成的附着物进行EPMA(电子探针显微分析仪)分析时的Al、O、Mn、S的映像图。
图3A是一并显示图2A(试样序号1)的附着物及TiN涂层的截面TEM(透射电子显微镜)照片。
图3B是一并显示图2D(试样序号22)的附着物及TiN涂层的截面TEM(透射电子显微镜)照片。
图3C是一并显示图2E(试样序号30)的附着物及TiN涂层的截面TEM(透射电子显微镜)照片。
图4为表示本发明及比较例的用于切削加工的切削工具的后隙面的母材露出宽度与切削距离的关系的图。
图5A是显示用于切削加工(切削距离25m)属于本发明的试样序号A的切削工具的后隙面及前倾面的数码显微镜照片。图片上侧表示前倾面、图片下侧表示后隙面。
图5B是显示用于切削加工(切削距离25m)属于本发明的试样序号B的切削工具的后隙面及前倾面的数码显微镜照片。图片上侧表示前倾面、图片下侧表示后隙面。
图5C是显示用于切削加工(切削距离20m)属于比较例的试样序号C的切削工具的后隙面及前倾面的数码显微镜照片。图片上侧表示前倾面、图片下侧表示后隙面。
图5D是显示用于切削加工(切削距离10m)属于比较例的试样序号D的切削工具的后隙面及前倾面的数码显微镜照片。图片上侧表示前倾面、图片下侧表示后隙面。
图5E是显示用于切削加工(切削距离15m)属于比较例的试样序号E的切削工具的后隙面及前倾面的数码显微镜照片。图片上侧表示前倾面、图片下侧表示后隙面。
具体实施方式
本发明的特征在于实现了如下的冷作工具钢，调质硬度得到提高，并且为了控制晶体粒径等而大量形成未固溶碳化物的情况下，调质后的切削性也是良好的而不依赖于切削温度。具体而言，对钢原材料进行成分设计，以便得到60HRC以上的调质硬度，并且为了抑制切削工具的磨耗而在切削工具的表面形成高熔点氧化物Al2O3和高延展性夹杂物MnS的复合润滑保护覆膜。
首先，本发明人研究了可广泛对应冷作工具钢的成分组成的提高切削性的方法。其结果，关注到自身润滑性的有效性。而且，对于专利文献5那样的利用低熔点氧化物的自身润滑性的作用效果进行了研究，结果查明该作用效果存在依赖于切削温度的问题。即，具有自身润滑性的低熔点氧化物通常是钢原材料中大量含有的含Fe、Cr的复合氧化物，因此复合氧化物的成分、形成量随着切削温度的改变而发生较大改变，得不到稳定的润滑效果。
所以，在本发明中对于不利用低熔点氧化物的提高冷作工具钢的切削性的方法进行了深入研究，结果反而发现下述方法：积极地导入高熔点氧化物Al2O3，介由切削加工时的热使包含高熔点氧化物Al2O3和高延展性夹杂物MnS的复合润滑保护覆膜形成于切削工具的表面。该复合润滑保护覆膜可对应较宽范围的切削温度而效果不发生变动，而且即便添加诸如Nb、V等用来形成硬质MC碳化物的元素时，也可确保良好的切削性。另外，对于达成60HRC以上的调质硬度且可形成该复合润滑保护覆膜的钢原材料来说存在最合适的成分范围，通过特定该成分范围来实现本发明。以下，对本发明的冷作工具钢的成分组成进行说明。
·C：0.6～1.2质量%(以下仅表示为%)
C为在钢中形成碳化物而赋予冷作工具钢硬度的重要元素。C过少时，形成的碳化物量不足，难以赋予60HRC以上的硬度。另一方面，过多的含有容易因进行淬火时的未固溶碳化物的量的增加而使韧性降低。因此，C的含量设为0.6～1.2%。优选为0.7%以上和/或1.0%以下。
·Si：0.7～2.5%
Si为固溶在钢中而赋予冷作工具钢硬度的重要元素。另外，该元素的氧化倾向强于Fe、Cr，并且容易与Al2O3形成刚玉系的氧化物，因此在本发明中具有如下重要作用：抑制将氧化物低熔点化的Fe系氧化物、Cr系氧化物的形成；促进Al2O3保护覆膜的形成。然而，过多时，淬火性、韧性显著降低。因此，Si设为0.7～2.5%。优选为0.8%以上和/或2.0%以下。
·Mn：0.3～2.0%
Mn为本发明的重要元素，在切削工具表面形成的Al2O3保护覆膜上起到良好的润滑覆膜的作用。而且，其为奥氏体形成元素，固溶在钢中来提高淬火性。然而，添加量过多时，调质后残留奥氏体大量残留，成为工具使用时经久变形的原因。另外，容易与Fe、Cr形成低熔点氧化物，从而成为阻碍Al2O3保护覆膜的功能的主要原因。因此，在本发明中设为0.3～2.0%。优选为0.4%以上和/或1.5%以下。
·S：0.02～0.1%
S为本发明的重要元素，在切削工具表面形成的Al2O3保护覆膜上起到良好的润滑覆膜的作用。为了充分地发挥这样的润滑作用，必须添加0.02%以上，但由于S使钢的韧性劣化，因此上限设为0.1%。优选为0.03%以上和/或0.08%以下。
·Cr：3.0～低于5.0%
Cr通过在调质后的组织中形成M7C3碳化物，从而赋予冷作工具钢硬度。另外，在淬火加热时一部分以未固溶碳化物的形式存在，具有抑制晶粒生长的效果。其中，Cr低于3.0%时，形成的碳化物量少，难以达成60HRC以上的硬度。另一方面，通过将Cr设为低于5.0%，未固溶碳化物的量减少而韧性上升。而且，通过抑制含Cr的低熔点氧化物过多的形成，从而可提高由后述的Al产生的Al2O3保护覆膜的功能、可使切削性显著上升。另外，以抑制晶粒的生长、赋予硬度为目的，添加用来形成硬质MC碳化物的V、Nb时，通过使Cr与M7C3碳化物共存，从而还具有抑制粗大的MC碳化物形成的效果，但Cr低于3.0%时，不能充分地得到该效果，切削性降低。因此，重要的是，Cr设为3.0～低于5.0%。优选为3.1%以上和/或4.8%以下。
·Mo及W按单独或复合计(Mo+1/2W)：0.5～2.0%
Mo及W为在调质时的回火中通过微细碳化物的析出强化(二次硬化)使硬度上升的元素。然而，同时使回火引发的残留奥氏体的分解延迟，因此过多地含有时，残留奥氏体容易残留在调质后的组织中。另外，Mo、W为昂贵的元素，因此在实用化方面应极力减少添加量。因此，这些元素的添加量按(Mo+1/2W)的关系式设为0.5～2.0%。
·Al：0.04～低于0.3%
Al为本发明的重要元素，切削加工时在切削工具表面形成高熔点氧化物Al2O3并发挥保护覆膜的作用。而且，通过含有0.04%以上，形成足够厚的保护覆膜而改善工具寿命。然而，大量地添加Al时，钢原材料中大量形成夹杂物形式的Al2O3，因此钢原材料的切削性反而降低。因此，Al添加量的上限设为低于0.3%。优选为0.05%以上和/或0.15%以下。
·根据由上述S、Cr、Al量构成的关系式：21.9×S+124.2×(Al/Cr)-2.1求出的切削性指数MP的值超过0。
切削性指数MP的调整是使本发明的最大特征即包含Al2O3和MnS的复合润滑保护覆膜在切削加工时的工具表面充分地形成的必要条件。本发明的钢原材料中所含的足量的Al介由切削加工时产生的热而在切削工具的表面形成高熔点氧化物Al2O3。Al2O3的熔点约为2050℃，其远远高于切削温度，因此Al2O3发挥切削工具的保护覆膜的作用。此外，本发明的钢原材料中所含的足量的S形成MnS。MnS的延展性强且与Al2O3的亲和性良好，通过沉积在上述Al2O3保护覆膜上使它们起到良好的复合润滑保护覆膜的作用。
另一方面，冷作工具钢的主要成分的Cr容易形成低熔点氧化物。也就是说，相对于钢中的Al量而过多含有的Cr成为阻碍Al2O3保护覆膜的功能的主要原因。而且，其结果，成为阻碍作为本发明的特征的包含Al2O3和MnS的复合润滑保护覆膜的功能的主要原因。因此，重要的是，本发明的冷作工具钢含有0.04%以上的足量的Al，并且调整钢中的Al量与Cr量的平衡(Al/Cr)。而且，通过进行与它们相称的S量的调整，从而发挥上述复合润滑保护覆膜的功能。
基于以上的作用效果，详细地研究了S、Cr、Al对自身润滑性造成的影响度的相互关系。其结果，满足本发明的成分组成的冷作工具钢的情况下，查明了这3种元素造成的上述影响度满足“21.9×S+124.2×(Al/Cr)-2.1”的相互关系，将由该关系式得到的值作为切削性指数MP，可精度良好地评价本发明的切削性。而且，该MP值变大时，本发明的使用高熔点氧化物的复合润滑保护覆膜带来的切削性提高效果得到发挥，具体而言，若调整成分组成使MP值超过0，则该效果得到充分地发挥。
·优选Ni：1.0%以下
Ni为改善钢的韧性、焊接性的元素。此外，在调质时的回火中，以Ni3Al的形式析出，具有提高钢的硬度的效果，因此根据本发明的冷作工具钢所含有的Al量来进行添加是有效的。另一方面，Ni为昂贵的金属，是实用化方面应极力减少添加量的元素。此时，本发明的冷作工具钢与代表性的冷作工具钢JIS-SKD11相比大幅地降低了同样昂贵的金属Cr的添加量，可据此相应地提高Ni的添加量。所以，本发明的Ni可添加至1.0%以下。
·优选Cu：1.0%以下
Cu在调质时的回火中以ε-Cu的形式析出，具有提高钢的硬度的效果。然而，Cu为引起钢原材料的热脆性的元素。因此，本发明中的Cu可添加1.0%以下。需要说明的是，为了抑制Cu造成的热脆性，优选同时添加Ni。而且，进一步优选的是，此时的Cu和Ni设为大致相同的量。
·优选V：1.0%以下
V具有形成各种碳化物来提高钢的硬度的效果。此外，形成的未固溶的MC碳化物具有抑制晶粒生长的效果。而且，特别是通过与后述的Nb复合添加，淬火加热时使未固溶的MC碳化物变得微细且均一，具有有效抑制晶粒生长的作用。另一方面，MC碳化物是硬质的，成为使切削性降低的原因。所以，在本发明中具有如下重要的特征：通过使上述的复合润滑保护覆膜形成在切削加工时的工具表面，从而即便在钢原材料中形成大量的MC碳化物，也可确保良好的切削性。但是，添加过多的V会过度地形成粗大的MC碳化物而使冷作工具钢的韧性、切削性降低。在本发明中，为了抑制粗大的MC碳化物的形成，将Cr设为3.0%以上，V添加时优选设为1.0%以下。更优选为0.7%以下。
·优选Nb：0.5%以下
Nb具有形成MC碳化物、抑制晶粒的粗大化的作用。但是，过多添加时，粗大的MC碳化物过度地形成，钢的韧性、切削性降低。在本发明中，为了抑制粗大的MC碳化物的形成，将Cr设为3.0%以上，在这种情况下Nb优选设为0.5%以下。更优选为0.3%以下。
本发明的冷作工具钢作为预硬钢来使用时，可排除由于调质引起的热处理变形且省略精切削加工。其中，即便如以往那样地在退火状态下粗加工之后进行调质、实施精切削加工时，切削工具表面同样地形成有复合润滑保护覆膜，因此对精切削加工的高効率化及工具寿命的改善是有效的。此外，通过对由本发明的冷作工具钢形成的冷作工具进行表面PVD处理，可维持高尺寸精度且进一步提高耐磨耗性。
实施例1
使用高频率感应熔化炉熔化材料，制作具有表1所示化学成分的钢锭。接着，对这些钢锭进行热锻造，使得锻造比为10左右，冷却后在860℃下进行退火。而且，对这些退火材料进行始于1030℃的采用空气冷却的淬火处理，然后通过在500～540℃下2次回火处理从而调质为60±2HRC的硬度，制作用于评价切削性的试验片。其中，如表1所示，对于试样序号35、36而言，用来形成M7C3碳化物的Cr的添加量少，用来形成MC碳化物的Nb、V的添加量少，因此采用500～540℃的回火处理得不到55HRC以上的硬度，不适于作为冷作工具钢使用。
[表1]
Figure BDA0000369799150000111
切削性试验通过使用下述工具的平面切削来实施，作为应对高硬度材料切削的刀尖更换式工具，使用Hitachi Tool Engineering,Ltd.制造的InsertPICOmini。Insert是以超硬合金为母材、表面施有TiN涂层的产品。切削条件设为：切削速度70m/分钟、转速1857/分钟、进给速度743mm/分钟、每一刀的进给量0.4mm/刀、进刀深度0.15mm、进刀宽度6mm、刀数1。
切削性的评价基于以下两点进行。首先，评价切削工具表面的包含Al2O3和MnS的复合润滑保护覆膜的形成量。关于该形成量，在刚开始切削之后切削距离0.8m的阶段，用EPMA从前倾面侧对Insert进行分析，求出此时的Al及S的平均计数（average counts）。另外，将切削距离延长至8m，用光学显微镜实测此时的工具磨耗量。在表2中示出这些评价结果。
[表2]
Figure BDA0000369799150000131
对于本发明的冷作工具钢而言，复合润滑保护覆膜形成在切削工具表面，工具磨耗被抑制了。而且，即便添加用来形成未固溶碳化物的V、Nb时，也维持良好的切削性。与之相对，不满足本发明的切削性指数MP的冷作工具钢，与本发明相比工具磨耗量多。
此外，试样序号33、34的切削性指数MP高而切削性差。这是由于下述原因造成的：尽管Cr添加量少但为了确保60±2HRC的硬度而大量添加V、Nb，结果粗大的MC碳化物大量形成。
图1A～E是分别显示试样序号1、6、11、22、30、34所使用的切削工具的后隙面及前倾面的数码显微镜照片，图2A～E是图1A～E的表面形成的附着物的利用EPMA的分析结果(各元素的高浓度部分以白色表示)。对于表2中Al及S的平均计数高的试样序号1、6、11，在图2A～C的EPMA分析中也确认了Al及S大范围遍布附着的情况。与之相比，切削性指数MP为负值的试样序号22的Al及S的平均计数均低于试样序号1、6、11，Al、S的附着量少。需要说明的是，对于钢中的Al及S含量原本较少的试样序号30，这些元素的平均计数低，在EPMA分析中几乎未检出Al及S的存在(认为检出的元素大体上为从试验片迁移出的Fe及Cr)。对于试样序号34而言，在图2E的EPMA分析中Al、S附着，但S的附着范围窄，在表2中示出的S的平均计数也低。这是由于下述原因造成的：之前附着在工具表面的MnS被粗大的MC碳化物刮削，未充分地具有作为复合润滑保护覆膜的功能。
而且，由显示切削工具的磨耗状态的图1A～E并对应上述结果可知，附着物明显地附着在试样序号1、6、11的工具前倾面，后隙面、前倾面两者的工具磨耗受到抑制。此外，工具磨耗均一且稳定地发展。与之相对，试样序号22的工具磨耗量接近于试样序号1的2倍，工具上还出现碎屑。而且，试样序号30、试样序号34的工具表面也与试样序号22同样的损伤严重。
此外，图3A～C是分别表示试样序号1、22、30的工具表面所确认到的附着物以及位于其下的TiN涂层的截面TEM(透射电子显微镜)图像。图中的符号1表示用于制备试样的保护膜，符号2表示切削时的附着物，符号3表示TiN塑性变形区域，符号4表示TiN未变形区域。根据上述的结果，果然是Al及S的平均计数高的试样序号1的附着物厚，随着该计数变低，试样序号22的附着物变薄。试样序号30中几乎未观察到附着物。而且，试样序号22的工具表面也与试样序号1同样地附着有Al2O3和MnS，但其厚度薄，碎屑产生的情况如上所述。由以下事实可知试样序号1的附着物发挥了高的润滑保护功能：通常因切削加工时的摩擦应力而塑性变形的工具表面的TiN涂层在附着物厚的试样序号1中被抑制(塑性变形区域最窄)。
实施例2
使用超硬母材上施有比TiN涂层硬的TiAlN涂层的Hitachi ToolEngineering,Ltd.制造的Insert PICOmini，在下述切削条件下评价切削性：切削速度160m/分钟、转速4244/分钟、进给速度1698mm/分钟、每一刀的进给量0.4mm/刀、进刀深度0.15mm、进刀宽度6mm、刀数1。使用工具显微镜测定工具后隙面的TiAlN涂层剥离后的超硬母材的露出宽度。
切削材料是使用高频率感应熔化炉及大气电弧熔化炉由具有表3所示化学成分的钢锭来制作的。对钢锭进行热锻造，使得锻造比为5左右，冷却后在860℃下进行退火。而且，对这些退火材料进行始于1030℃的采用空气冷却的淬火处理，然后通过在500～540℃下2次的回火处理从而调质为60±2HRC的硬度，制作试验片。
[表3]
Figure BDA0000369799150000161
图4显示将切削距离延长至25m时的切削工具的后隙面的超硬母材露出宽度的变化，图5A～E表示切削工具的后隙面及前倾面的数码显微镜照片。即便切削至25m，本发明的冷作工具钢的母材露出宽度也为0.02mm以下，工具几乎未损伤。与之相对，不符合本发明的冷作工具钢在切削距离10m的阶段已经露出0.05mm以上，试样序号3、4出现碎屑。由此确认：即便采用与实施例1不同的切削条件，本发明的冷作工具钢的切削性也优异。

Claims (6)

1.一种切削性优异的冷作工具钢，其特征在于，以质量%计含有：
C：0.6～1.2%、
Si：0.7～2.5%、
Mn：0.3～2.0%、
S：0.02～0.1%、
Cr：3.0～低于5.0%、
Mo及W按单独或复合计(Mo+1/2W)：0.5～2.0%、
Al：0.04～低于0.3%、
余量Fe及无法避免的杂质，
根据由上述S、Cr、Al量构成的关系式：21.9×S+124.2×(Al/Cr)-2.1求出的切削性指数MP的值超过0。
2.根据权利要求1所述的切削性优异的冷作工具钢，其特征在于，以质量%计还含有Ni：1.0%以下。
3.根据权利要求1或2所述的切削性优异的冷作工具钢，其特征在于，以质量%计还含有Cu：1.0%以下。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的切削性优异的冷作工具钢，其特征在于，以质量%计还含有V：1.0%以下。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的切削性优异的冷作工具钢，其特征在于，以质量%计还含有Nb：0.5%以下。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的切削性优异的冷作工具钢，其特征在于，调质后的硬度为60HRC以上。
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