JP2003268500A - 被削性に優れた熱間工具鋼及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【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】熱間工具鋼を、重量％でC ：0.30超過〜0.
60％，Si：0.02〜2.00％，Mn：0.1〜3.0％，P ：0.001
〜0.050％，S ：0.005超過〜0.050％，Cr：3.5超過〜6.
5％，Mo+1/2W：0.3〜5.0％，V ：0.05〜2.50％，Al：0.
0010〜0.0200％，Ca：0.0005〜0.0100％，O ：0.0005〜
0.0100％，N ：0.003〜0.040％残部実質的にFeの組成と
なし、且つCa含有の硫化物系介在物の中にCaO含有の酸
化物系介在物を核として含んだ２重構造の介在物を視野
面積3.5mm^２あたり5.0個以上生成させる。

Description

【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被削性に優れた熱間工具
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SK
D61，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】

【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。

【０００６】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。

【０００７】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。

【０００８】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。例えば特開平１０−６０５８
５「熱間工具鋼」，特願２０００−２８０２９０「熱間
工具鋼」等が挙げられる。

【０００９】特開平１０−６０５８５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
た特願２０００−２８０２９０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。

【００１０】尚これらの従来鋼では、CaOやZrO_２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CaO-Al_２O_３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。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明の被削性に優れた
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。而して請求項１のもの
は、重量％で、C ：0.30超過〜0.60％，Si：0.02〜2.00
％，Mn：0.1〜3.0％，P ：0.001〜0.050％，S ：0.005
超過〜0.050％，Cr：3.5超過〜6.5％，Mo+1/2W：0.3〜
5.0％，V ：0.05〜2.50％，Al：0.0010〜0.0200％，C
a：0.0005〜0.0100％，O ：0.0005〜0.0100％，N ：0.0
03〜0.040％残部実質的にFeの組成を有し、且つCa含有
の硫化物系介在物の中にCaO含有の酸化物系介在物を核
として含んだ形態の介在物の個数が視野面積3.5mm^２あ
たり5.0個以上であることを特徴とする。

【００１２】請求項２のものは、重量％で、C ：0.30超
過〜0.60％，Si：0.02〜2.00％，Mn：0.1〜3.0％，P ：
0.001〜0.050％，S ：0.005超過〜0.050％，Cr：3.5超
過〜6.5％，Mo+1/2W：0.3〜5.0％，V ：0.05〜2.50％，
Al：0.0010〜0.0200％，Ca：0.0005〜0.0100％，O ：0.
0005〜0.0100％，N ：0.003〜0.040％残部実質的にFeの
組成を有し、且つCa含有の硫化物系介在物の中にCaO含
有の酸化物系介在物を核として含んだ形態の介在物の占
有面積が視野面積3.5mm^２あたり0.5×10^−３mm ^２以上で
あることを特徴とする。

【００１３】請求項３のものは、請求項１，２の何れか
において、前記酸化物系介在物のCaO含有量が重量％で8
〜62％であり、前記硫化物系介在物のCa含有量が1.0％
以上であることを特徴とする。

【００１４】請求項４のものは、請求項１〜３の何れか
において、Ni：≦2.0％，Cu：≦1.0％，Co：≦5.0％，B
：≦0.010％，Nb：≦1.0％，Ta：≦1.0％の何れか１種
又は２種以上を更に含有していることを特徴とする。

【００１５】請求項５のものは、請求項１〜４の何れか
において、以下の式の条件を満たす範囲内でSをSe，Te
で置換したことを特徴とする。 S+0.4Se+0.25Te：0.005超過〜0.050％

【００１６】請求項６のものは、請求項１〜５の何れか
において、Ti：≦0.030％，Zr：≦0.030％の１種又は２
種を更に含有していることを特徴とする。

【００１７】請求項７は熱間工具鋼の製造方法に関する
もので、請求項１〜６の何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、溶湯の組成が下記を満
たすようにS，Al及びCaを添加することを特徴とする。 [S]／[O]：8〜40，[Ca]×[S]：1×10^−５〜1×10^−３，
[Ca]／[S]：0.01〜20，[Al]：0.001〜0.020％

【００１８】

【作用及び発明の効果】以上のように本発明は、熱間工
具鋼において合金の成分組成を上記特定の組成となして
鋼中に所定の介在物、即ちCa含有の硫化物系介在物の中
にCaO含有の酸化物系介在物を核として含んだ形態の介
在物を生成させ、且つその介在物を視野面積3.5mm^２あ
たり5.0個以上存在させたものである。

【００１９】本発明者は、熱間工具鋼にS，Al，Ca，Oを
適量づつ添加混合したところ、鋼中に生成した介在物が
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、CaO-Al_２O_３を主とした酸化物系介在物を核とし
てその外側に（Ca，Mn）Sが晶出したものであることが
判明した。

【００２０】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。

【００２１】その理由は、後に詳述するようにこの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と考え
られている。

【００２２】これに対し本発明に従う熱間工具鋼の場合
生成した介在物が、CaO含有の酸化物系介在物を核とし
てその外側をCa含有の硫化物系介在物が包み込んだ２重
構造の球状に近い（以下単に略球状とする）ものであ
り、介在物の生成によって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3.5mm^２あたり5.0個以上介在物が存在する必
要がある（請求項１）。

【００２３】或いはまた介在物の占有面積が視野面積3.
5mm^２あたり0.5×10^−３mm^２以上であることが必要であ
る（請求項２）。かかる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。

【００２４】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。

【００２５】本発明においては、酸化物系介在物におけ
るCaO含有量が重量％で8〜62％であることが望ましく、
また外側の硫化物系介在物におけるCa含有量が重量％で
1.0％以上であることが望ましい（請求項３）。

【００２６】本発明ではまた、Ni：≦2.0％，Cu：≦1.0
％，Co：≦5.0％，B ：≦0.010％，Nb：≦1.0％，Ta：
≦1.0％の何れか１種又は２種以上を合金成分として更
に含有させておくことができる（請求項４）。また以下
の式の条件を満たす範囲内でSをSe，Teで置換するかた
ちで用いることができる（請求項５）。 S+0.4Se+0.25Te：0.005超過〜0.050％

【００２７】更にまたTi：≦0.030％，Zr：≦0.030％の
１種又は２種を合金成分として含有させることができる
（請求項６）。請求項７は熱間工具鋼の製造方法に関す
るもので、この請求項７に従って熱間工具鋼を製造する
ことで、上記形態の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。

【００２８】次に本発明における各化学成分の限定理由
を以下に詳述する。 C ：0.30超過〜0.60％ Cは硬さ，耐摩耗性を確保するために必要であり、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
0.30％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0.60％に限定する。

【００２９】Si：0.02〜2.00％（好ましくは0.15〜0.60
％） Siは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0.15〜0.60％の範囲にすることが望ましい。

【００３０】Mn：0.1〜3.0％ 焼入性及び硬さ確保のために必要である。またCaO-Al_２
O_３を核に（Ca，Mn）Sの形で晶出し、２重構造介在物を
形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％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3.0％を上限とする。

【００３１】P ：0.001〜0.050％ 靭性や耐ヒートチェック性を低下させるため低減するこ
とが好ましい元素であるが、不可避的に含有する元素で
ある。0.015％以下に低減することが好ましい。

【００３２】S ：0.005超過〜0.050％ CaO-Al_２O_３を核に（Ca，Mn）Sの形で晶出し、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％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0.050％とする。両者のバランスを考慮すると
0.015〜0.035％の範囲が好ましい。

【００３３】Cr：3.5超過〜6.5％ 炭化物を形成して基地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％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％とする。

【００３４】Mo+1/2W：0.3〜5.0％ 炭化物を形成して基地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である。またこのよう
な効果を得るためには0.3％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5.0％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
単独でも複合でも可。

【００３５】V ：0.05〜2.50％ 炭化物を形成し、基地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％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2.50
％とする。

【００３６】Al：0.0010〜0.0200％ 本発明の特徴である２重構造介在物の核となるCaO-Al_２
O_３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0.0010％以上の添加が必要で
ある。但し過度に添加すると硬質のAl_２O_３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0.0200％とする。

【００３７】Ca：0.0005〜0.0100％ 本発明の特徴である２重構造介在物の核となるCaO-Al_２
O_３系酸化物の形成に必要な元素である。また核の周辺
に（Ca，Mn）Sとして晶出し、MnS単独の場合に比べ被削
性を向上させる効果もある。但しCaO-Al_２O_３系酸化物
や（Ca，Mn）S系硫化物を形成させるためには0.0005％
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0.0100％とする。

【００３８】O ：0.0005〜0.0100％ 本発明の特徴である２重構造介在物の核となるCaO-Al_２
O_３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0.00
05％以上の添加が必要。一方過度に添加するとAl_２O_３
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0.0100％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0.0010〜0.0050％
の範囲で添加することが望ましい。

【００３９】N ：0.003〜0.040％ 不可避的に含有される元素であり、下限を0.003％とす
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0.040％とす
る。

【００４０】Ni：≦2.0％ 焼入性の向上、基地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2.0％とする。

【００４１】Cu：≦1.0％ 基地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
1.0％とする。

【００４２】Co：≦5.0％ 基地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5.0％とする。

【００４３】B ：≦0.010％ 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0.010％とする。

【００４４】Nb：≦1.0％ 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
1.0％とする。

【００４５】Ta：≦1.0％ 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
1.0％とする。

【００４６】S+0.4Se+0.25Te：0.005超過〜0.050％ 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％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0.050％とする。

【００４７】Ti：≦0.030％ 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0.030
％とする。

【００４８】Zr：≦0.030％ ZrO_２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0.030
％とする。

【００４９】２重構造介在物の個数：視野面積3.5mm^２
あたり5.0個以上 ２重構造介在物の面積：視野面積3.5mm^２あたり0.5×10
^−３mm^２以上 十分な被削性，靭性，耐ヒートチェック性を得るために
は、少なくとも上記何れかの条件が必要である。機構と
しては下記が考えられる。

【００５０】被削性：一般に介在物の被削性向上機構と
して次のことが知られている。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、Caを含む酸化
物系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る。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、被削性向上効果が大き
いものと推定される。

【００５１】靭性，耐ヒートチェック性：伸長した介在
物が存在すると介在物に沿って割れが進行し易い。これ
に対して本発明において生成する２重構造の介在物は中
心部にMnSよりは硬質のCaO-Al_２O_３系酸化物を含んでお
り、また比較的球状な介在物形態であるため、靭性や耐
ヒートチェック性の低下が抑制されると考えられる。

【００５２】溶湯の成分調整時のS，Al，Caの添加方法 [S] ／[O]：8〜40，[Ca]×[S]：1×10^−５〜1×1
0^−３，[Ca]／[S]：0.01〜20，[Al]：0.001〜0.020％ ２重構造介在物の核となるCaO-Al_２O_３系酸化物を得る
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O量が低い場合にはCaSが生成し、CaOが
生成され難いためであり、一方O量が高い場合にはAl_２O
_３が過剰に生成され、CaOが生成され難いためである。
また適度のOが存在しても、相対的にS量が多ければCaS
が生成し、CaOが生成され難い。

【００５３】更にAl_２O_３を生成するためには、少なく
とも0.001％以上のAlが存在することが必要である。但
しAl量が多過ぎるとAl_２O_３が単独で形成し易い。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，A
l，Caを添加する必要があり、[S]／[O]，[Ca]×[S]，[C
a]／[S]，[Al]量のバランスを上記に規定する。

【００５４】

【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。

【００５５】

【表１】

【表２】

【００５６】(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。

【００５７】(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 ：JIS 3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。

【００５８】(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。尚、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：12.6mm^２（0.42mm^２×30視野） ・対象介在物：最大長さ３μｍ以上 ・測定内容：介在物個数，介在物面積，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。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。）

【００５９】(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SKD6
1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。

【００６０】・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

【００６１】(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 224
2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。

【００６２】

【表３】

【００６３】

【表４】

【００６４】尚表３における介在物個数は視野面積3.5m
m^２あたりの個数を表しており、また介在物面積の数値
は視野面積3.5mm^２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。

【００６５】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。

【００６６】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７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。

【００６７】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CaO含有の酸化物系介在物を核
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。

【００６８】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CaO-Al_２O_３を主成分とし核として存
在する酸化物系介在物を、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系介在物をそれぞ
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。

【００６９】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含有の硫化物系介在物１４の中にCaO
含有の酸化物系介在物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。

【００７０】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。

【００７１】＜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。

【００７２】

【表５】

【００７３】(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。

【００７４】(4)焼入・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。

【００７５】(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。

【００７６】

【表６】

【表７】

【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】

【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7.2万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１
０及び表１１に示してある。

【００８４】

【表９】

【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】

【表１１】

【００８８】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7800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。

【００８９】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 酸化物系介在物 １４ 硫化物系介在物

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、 C ：0.30超過〜0.60％ Si：0.02〜2.00％ Mn：0.1〜3.0％ P ：0.001〜0.050％ S ：0.005超過〜0.050％ Cr：3.5超過〜6.5％ Mo+1/2W：0.3〜5.0％ V ：0.05〜2.50％ Al：0.0010〜0.0200％ Ca：0.0005〜0.0100％ O ：0.0005〜0.0100％ N ：0.003〜0.040％ 残部実質的にFeの組成を有し、且つCa含有の硫化物系介
   在物の中にCaO含有の酸化物系介在物を核として含んだ
   形態の介在物の個数が視野面積3.5mm^２あたり5.0個以上
   であることを特徴とする被削性に優れた熱間工具鋼。
2. 【請求項２】重量％で、 C ：0.30超過〜0.60％ Si：0.02〜2.00％ Mn：0.1〜3.0％ P ：0.001〜0.050％ S ：0.005超過〜0.050％ Cr：3.5超過〜6.5％ Mo+1/2W：0.3〜5.0％ V ：0.05〜2.50％ Al：0.0010〜0.0200％ Ca：0.0005〜0.0100％ O ：0.0005〜0.0100％ N ：0.003〜0.040％ 残部実質的にFeの組成を有し、且つCa含有の硫化物系介
   在物の中にCaO含有の酸化物系介在物を核として含んだ
   形態の介在物の占有面積が視野面積3.5mm^２あたり0.5×
   10^−３mm^２以上であることを特徴とする被削性に優れた
   熱間工具鋼。
3. 【請求項３】 請求項１，２の何れかにおいて、前記酸
   化物系介在物のCaO含有量が重量％で8〜62％であり、前
   記硫化物系介在物のCa含有量が1.0％以上であることを
   特徴とする被削性に優れた熱間工具鋼。
4. 【請求項４】 請求項１〜３の何れかにおいて、 Ni：≦2.0％ Cu：≦1.0％ Co：≦5.0％ B ：≦0.010％ Nb：≦1.0％ Ta：≦1.0％ の何れか１種又は２種以上を更に含有していることを特
   徴とする被削性に優れた熱間工具鋼。
5. 【請求項５】 請求項１〜４の何れかにおいて、以下の
   式の条件を満たす範囲内でSをSe，Teで置換したことを
   特徴とする被削性に優れた熱間工具鋼。 S+0.4Se+0.25Te：0.005超過〜0.050％
6. 【請求項６】 請求項１〜５の何れかにおいて、 Ti：≦0.030％ Zr：≦0.030％ の１種又は２種を更に含有していることを特徴とする被
   削性に優れた熱間工具鋼。
7. 【請求項７】 請求項１〜６の何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、溶湯の組成が下
   記を満たすようにS，Al及びCaを添加することを特徴と
   する被削性に優れた熱間工具鋼の製造方法。 [S] ／[O]：8〜40 [Ca]×[S]：1×10^−５〜1×10^−３ [Ca]／[S]：0.01〜20 [Al]：0.001〜0.020％