JP2005187900A

JP2005187900A - 表面処理性に優れた冷間工具鋼、金型用部品、および金型

Info

Publication number: JP2005187900A
Application number: JP2003432164A
Authority: JP
Inventors: Seiji Kurata; 征児倉田; Toshimitsu Fujii; 利光藤井; Kozo Ozaki; 公造尾崎
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2003-12-26
Filing date: 2003-12-26
Publication date: 2005-07-14

Abstract

【課題】高硬度の冷間工具鋼の母材と硬質被膜との密着性を高めて、その硬質被膜の割れや剥離を防止する。
【解決手段】プレス金型１０の母材１２として用いられるとともに、表面にＶＣ、ＴｉＣ等の炭化物の硬質被膜１４がＣＶＤ等の表面処理によって設けられる冷間工具鋼であって、(a) １．０〜２．０wt％のＣ、０．０１〜２．０wt％のＳｉ、０．０１〜２．０wt％のＭｎ、６．０〜１２．０wt％のＣｒ、０．１wt％≦1/2 Ｗ＋Ｍｏ≦４．０wt％を満足するＷおよび／またはＭｏ、０．０１〜１．０wt％のＶ、０．０１００wt％以下のＯ、０．２００wt％以下のＮ、０．０５０wt％以下のＰ、および０．０５０wt％以下のＡｌを基本成分として含有し、(b) 残部が実質的にＦｅから成るとともに、(c) ＣおよびＣｒの含有wt％をそれぞれ［Ｃ］、［Ｃｒ］で表した時、４［Ｃ］≦［Ｃｒ］≦６［Ｃ］＋３、および９≦［Ｃ］×［Ｃｒ］≦１８を共に満足する。
【選択図】図１

Description

本発明は表面処理性に優れた冷間工具鋼に関するもので、特に、母材の硬度を維持して硬質被膜との密着性を高め、その硬質被膜の割れや剥離を防止する技術に関するものである。

プレス型、曲げ型、抜き型、絞り型、ダイ、パンチやプレート等の金型や金型用部品には高い耐摩耗性が要求されることから、ＳＫＤ１１や８Ｃｒ系等の冷間工具鋼が広く用いられている。また、近年では、被加工材の強度も高くなり、金型に掛かる負荷が大きくなってきているため、上記ＳＫＤ１１や８Ｃｒ系等の冷間工具鋼に更にＣＶＤ（化学気相成長）処理やＴＤ処理（T0YOTA Diffusion Process）などの表面処理（被覆処理）を施し、ＴｉＣやＶＣ等の高硬度の炭化物の被膜を形成することにより金型寿命の延長を図ることが増えている。また、被加工材が発熱して金型温度が４００〜５００℃程度まで上昇するため、硬さ低下や径年変化の防止を目的として高温焼き戻しが行なわれることが多い。更に、特許文献１では、Ｃ（炭素）を有効に活用するためにＶ（バナジウム）を無添加とすることが提案されている。
特開平９−３１６６０１号公報

しかしながら、ＳＫＤ１１に表面処理を施してプレス金型として使用する場合、焼入れ・焼戻し後の母材の最高硬度は低温焼戻し、高温焼戻しの何れの場合もＨＲＣ（ロックウェルＣスケール硬さ）６０〜６１と低いため、プレス加工時に大きな負荷が掛かる場合には、金型（母材）が変形して硬質被膜が割れたり剥離したりすることがあった。

８Ｃｒ系の冷間工具鋼の場合には、高温焼戻しによりＨＲＣ６２〜６３の高硬度が得られるものの、表面処理時に被膜直下の表層部で炭素の欠乏層が生じて硬さ低下が起きるため、やはり金型使用時には変形から硬質被膜の割れや剥離が発生するという問題があった。また、８Ｃｒ系冷間工具鋼には表面処理時に割れが起き易いという問題もあった。

一方、前記特許文献１の方法では、Ｖが無添加であるため、結晶粒の粗大化による靱性の低下や、二次硬化量が少なく、高硬度が得られ難いという問題があった。

本発明は以上の事情を背景として為されたもので、その目的とするところは、高硬度の冷間工具鋼の母材と硬質被膜との密着性を高めて、その硬質被膜の割れや剥離を防止し、その冷間工具鋼を用いた金型等の耐久性を向上させることにある。

かかる目的を達成するために、種々の実験、研究を重ねたところ、８Ｃｒ系若しくはその周辺の組成において、表面処理温度で母材中に残存する炭化物量を増加させ、表面処理で炭化物の硬質被膜を形成する際の炭素の供給源とすることにより、ＨＲＣ６２以上の母材の硬度を保ったまま、硬質被膜直下の母材表層部の硬さ低下を抑えることができ、母材と硬質被膜との密着性を高められることを見出した。また、炭化物の量は６〜１３wt％が適当で、そのためには炭素（Ｃ）およびクロム（Ｃｒ）の含有率を所定の割合にコントロールすることが有効であることを見出した。

本発明はかかる知見に基づいて為されたもので、第１発明は、表面処理性に優れた冷間工具鋼であって、(a) １．０〜２．０wt％のＣ、０．０１〜２．０wt％のＳｉ、０．０１〜２．０wt％のＭｎ、６．０〜１２．０wt％のＣｒ、０．１wt％≦1/2 Ｗ＋Ｍｏ≦４．０wt％を満足するＷおよび／またはＭｏ、０．０１〜１．０wt％のＶ、０．０１００wt％以下のＯ、０．２００wt％以下のＮ、０．０５０wt％以下のＰ、および０．０５０wt％以下のＡｌを基本成分として含有し、(b) 残部が実質的にＦｅから成るとともに、(c) 前記ＣおよびＣｒの含有wt％をそれぞれ［Ｃ］、［Ｃｒ］で表した時、次式(1) および(2) を何れも満足することを特徴とする。
４［Ｃ］≦［Ｃｒ］≦６［Ｃ］＋３・・・(1)
９≦［Ｃ］×［Ｃｒ］≦１８・・・(2)

第２発明は、第１発明の基本成分に加えて、０．０１〜３．０wt％のＮｉ、および０．０１〜５．０wt％のＣｏを更に含有していることを特徴とする。

第３発明は、第１発明または第２発明の基本成分に加えて、１．０wt％以下のＮｂ、１．０wt％以下のＴａ、１．０wt％以下のＴｉ、０．０１０wt％以下のＢ、および１．０wt％以下のＣｕの何れか１種または２種以上を更に含有していることを特徴とする。

第４発明は、第１発明〜第３発明の何れかの基本成分に加えて、０．２wt％以下のＳ、０．０１００wt％以下のＣａ、０．０１００wt％以下のＳｅ、０．０１００wt％以下のＴｅ、０．０１００wt％以下のＺｒ、０．０１００wt％以下のＭｇ、および０．０５０wt％以下のＲＥＭ（希土類金属）の何れか１種または２種以上を更に含有していることを特徴とする。

第５発明は、第１発明〜第４発明の何れかの表面処理性に優れた冷間炭素鋼において、前記［Ｃ］および［Ｃｒ］は次式(3) および(4) を何れも満足することを特徴とする。
４［Ｃ］＋３≦［Ｃｒ］≦４［Ｃ］＋５・・・(3)
１０≦［Ｃ］×［Ｃｒ］≦１５・・・(4)

第６発明は、第１発明〜第５発明の何れかの表面処理性に優れた冷間炭素鋼において、１０００℃以上の所定温度において、６〜１３wt％の炭化物が母材中に固溶せずに残存していることを特徴とする。

第７発明は、第６発明の表面処理性に優れた冷間炭素鋼において、前記所定温度で、６〜１３wt％の炭化物が母材中に固溶せずに残存している状態で、炭化物の硬質被膜を表面に設ける表面処理が行なわれることを特徴とする。

第８発明は、第７発明の表面処理性に優れた冷間炭素鋼において、(a) 前記硬質被膜はＶ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｗ、またはＣｒの炭化物で、(b) 前記表面処理はＣＶＤ処理またはＴＤ処理であることを特徴とする。
なお、ＣＶＤ処理は化学気相成長法による被覆技術で、ＴＤ処理はTOYOTA Diffusion Processによる被覆技術である。

第９発明は、第１発明〜第８発明の何れかに記載の表面処理性に優れた冷間工具鋼であって、金型または金型用部品として用いられることを特徴とする。

第１０発明は、金型用部品であって、第１発明〜第６発明の何れかに記載の表面処理性に優れた冷間工具鋼の表面に、第７発明または第８発明に記載の硬質被膜が設けられて使用されることを特徴とする。

第１１発明は、金型であって、第１発明〜第６発明の何れかに記載の表面処理性に優れた冷間工具鋼の表面に、第７発明または第８発明に記載の硬質被膜が設けられて使用されることを特徴とする。

このような本発明の冷間工具鋼によれば、ＨＲＣ６２程度以上の高硬度が得られるとともに、１０００℃以上の表面処理温度において６〜１３wt％の炭化物が母材中に固溶せずに残存させられるようになり、その炭化物の炭素が表面処理で形成される硬質被膜の炭素供給源となることにより、硬質被膜直下の母材表層部の硬さ低下が抑制される。これにより、例えばプレス加工時等の負荷時の変形が抑制されて母材と硬質被膜との密着性が高められ、その硬質被膜の割れや剥離が防止されて金型等の耐久性が向上する。

第１０発明の金型用部品、第１１発明の金型についても、上記冷間工具鋼の表面に炭化物の硬質皮膜が設けられて使用されることから、実質的に同様の効果が得られる。

先ず、含有成分の範囲について具体的に説明する。
〔１．０≦Ｃ≦２．０wt％〕
Ｃ（炭素）は硬さ、耐摩耗性を確保するために必要な元素である。冷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、１．０wt％以上の添加が必要である。また、過度に添加した場合は溶製時に生成する粗大な共晶炭化物や、焼入れ時に固溶しない炭化物の増加により、靱性や被削性が低下するため、上限を２．０wt％に限定する。好ましくは、１．１０≦Ｃ≦１．６０wt％とする。

〔０．０１≦Ｓｉ≦２．０wt％〕
Ｓｉ（珪素）は、脱酸剤として必要な元素である。また、パーライトおよびベイナイト焼入れ性の向上、および焼き戻し硬さを増大させるために添加すべき元素である。但し、添加量が多い場合は靱性が低下することから、２．０wt％以下とする。ＨＴ後の硬さ向上、被削性向上の観点から、好ましくは０．５≦Ｓｉ≦１．５wt％とする。

〔０．０１≦Ｍｎ≦２．０wt％〕
Ｍｎ（マンガン）は、脱酸剤として必要な成分であり、また、焼入れ性および硬さの確保のために必要な成分であるが、添加量が多い場合は加工性が低下することから２．０wt％以下とする。

〔６．０≦Ｃｒ≦１２．０wt％〕
Ｃｒ（クロム）は、炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させるため、また、焼入れ性確保のために６．０wt％以上の添加が必要であるが、過度の添加は、焼入れ性や被削性の低下を招くため、１２．０wt％以下とする。好ましくは、７．０≦Ｃｒ≦１０wt％とする。

〔０．１wt％≦1/2 Ｗ＋Ｍｏ≦４．０wt％〕
Ｗ（タングステン）およびＭｏ（モリブデン）は、炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させるため、また、焼入れ性確保のために必要。このような効果を得るためには、０．１wt％以上の添加が必要であるが、過度の添加は靱性の低下を招くため、上限を４．０wt％とする。
なお、ＷとＭｏ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。

〔０．０１≦Ｖ≦１．０wt％〕
Ｖ（バナジウム）は、炭化物を形成し、基地の強化や耐摩耗性を向上させるのに必要。このような効果を得るためには０．０１wt％以上の添加が必要であるが、過度に添加すると溶製時に生成する粗大な共晶炭化物や、焼入れ時に固溶せずに残留する炭化物が増え過ぎることによって、靱性の低下を招くため、添加量を１．０wt％以下とする。

〔Ｏ≦０．０１００wt％〕
Ｏ（酸素）は靱性を低下させるため低減することが望ましい。好ましくは、０．００３０wt％以下に低減する。

〔Ｎ≦０．２００wt％〕
Ｎ（窒素）は結晶粒微細化や靱性向上、耐摩耗性向上に有効であるが、過度に添加すると粗大な晶出物を形成し、靱性を害するので上限を０．２００wt％とする。

〔Ｐ≦０．０５０wt％〕
Ｐ（燐）は靱性を低下させるため低減することが望ましい。好ましくは、０．０１５wt％以下に低減する。

〔Ａｌ≦０．０５０wt％〕
Ａｌ（アルミニウム）は脱酸剤として必要な元素であり、鋼中に微量（一般に０．０００１wt％以上）含まれる。結晶粒粗大化防止のために有効である。過度に添加すると材料の清浄度が低下したり被削性が低下するため、０．０５０wt％以下に限定する。

〔１０００℃以上の所定温度（被覆処理温度）で母材中に固溶せずに残存する炭化物量：６〜１３wt％〕
表面処理で形成される炭化物の硬質被膜の炭素供給源として作用し、硬質被膜直下での硬さ低下を抑えるために、被覆処理を実施する温度において固溶せずに残留する炭化物量が６wt％以上必要。但し、炭化物量が多過ぎると靱性が低下するため、上限を１３wt％とする。被膜処理温度での炭化物量は、例えばその処理温度と同じ温度まで加熱した後、油冷などで焼入れ処理を行い、電解抽出などで炭化物を分離してwt％を測定すれば良く、硬質被膜の被覆処理を行なう前或いは開始時において、６〜１３wt％の炭化物が残存しておれば良い。
そして、このように炭化物量を６〜１３wt％とするためには、ＣとＣｒの添加量が前記(1) 式および(2) 式を満足する必要があり、特に前記(3) 式および(4) 式を満足することが望ましい。

〔０．０１≦Ｎｉ≦３．０wt％〕
Ｎｉ（ニッケル）は焼入れ性の向上、基地の強化に有効で、添加可能である。過度に添加すると加工性が低下するため、上限を３．０wt％とする。

〔０．０１≦Ｃｏ≦５．０wt％〕
Ｃｏ（コバルト）は基地の強化、耐摩耗性向上に有効で、添加可能である。過度に添加すると加工性が低下するため、上限を５．０wt％とする。

〔Ｎｂ≦１．０wt％〕
Ｎｂ（ニオブ）は、炭化物を形成して焼入れ時の結晶粒粗大化を防止する効果があり、必要に応じて添加することができ、添加する場合は０．００１wt％以上が望ましい。過度に添加すると粗大な炭化物が生成し、靱性を低下させるため、上限を１．０wt％とする。

〔Ｔａ≦１．０wt％〕
Ｔａ（タンタル）は、炭化物を形成して焼入れ時の結晶粒粗大化を防止する効果があり、必要に応じて添加することができ、添加する場合は０．００１wt％以上が望ましい。過度に添加すると粗大な炭化物が生成し、靱性を低下させるため、上限を１．０wt％とする。

〔Ｔｉ≦１．０wt％〕
Ｔｉ（チタン）は、炭化物を形成して焼入れ時の結晶粒粗大化を防止する効果があり、必要に応じて添加することができ、添加する場合は０．００１wt％以上が望ましい。過度に添加すると粗大な炭化物が生成し、靱性を低下させるため、上限を１．０wt％とする。

〔Ｂ≦０．０１０wt％〕
Ｂ（ホウ素）は、焼入れ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可能で、添加する場合は０．０００１wt％以上が望ましい。過度に添加すると熱間加工性や靱性が低下するので、上限を０．０１０wt％とする。

〔Ｃｕ≦１．０wt％〕
Ｃｕ（銅）は、基地の強化に有効であり、必要に応じて添加することが可能で、添加する場合は０．００１wt％以上が望ましい。過度に添加すると靱性が低下するので、上限を１．０wt％とする。

〔Ｓ≦０．２wt％〕
Ｓ（硫黄）は、被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することが可能で、添加する場合は０．００１wt％以上が望ましい。過度に添加すると靱性が低下するので、上限を０．２wt％とする。

〔Ｃａ≦０．０１００wt％〕
Ｃａ（カルシウム）は、被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することが可能で、添加する場合は０．０００１wt％以上が望ましい。製造上の歩留りの点、および過度に添加すると靱性が低下する点から、上限を０．０１００wt％とする。

〔Ｓｅ≦０．０１００wt％〕
Ｓｅ（セレン）は、被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することが可能で、添加する場合は０．０００１wt％以上が望ましい。過度に添加すると靱性が低下するため、上限を０．０１００wt％とする。

〔Ｔｅ≦０．０１００wt％〕
Ｔｅ（テルル）は、被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することが可能で、添加する場合は０．０００１wt％以上が望ましい。過度に添加すると靱性、熱間加工性が低下するため、上限を０．０１００wt％とする。

〔Ｚｒ≦０．０１００wt％〕
Ｚｒ（ジルコニウム）は、被削性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することが可能で、添加する場合は０．０００１wt％以上が望ましい。過度に添加すると靱性が低下するため、上限を０．０１００wt％とする。

〔Ｍｇ≦０．０１００wt％〕
Ｍｇ（マグネシウム）は、溶製時に脱酸、脱硫元素として作用する。また、高温での強度、延性向上にも効果があり、必要に応じて添加することが可能で、添加する場合は０．０００１wt％以上が望ましい。過度に添加すると熱間加工性が低下するため、上限を０．０１００wt％とする。

〔ＲＥＭ≦０．０５０wt％〕
ＲＥＭ（希土類金属）は、靱性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することが可能で、添加する場合は０．０００１wt％以上が望ましい。過度に添加すると熱間加工性を害するため、上限を０．０５０wt％とする。

一方、本発明は、表面処理で炭化物の硬質被膜が表面に設けられて使用される金型や金型用部品、例えばプレス型、曲げ型、抜き型、絞り型、ダイ、パンチやプレートなど、に用いられる冷間工具鋼に好適に適用されるが、金型、金型用部品以外の他の工具等に用いられる冷間工具鋼に適用することもできるなど、種々の態様が可能である。

表面処理としてはＣＶＤ処理やＴＤ処理が好適に用いられるが、炭化物の硬質被膜を形成できる他の成膜技術を採用することもできる。

表面処理によって形成される炭化物の硬質被膜としては、ＴｉＣやＶＣ、ＮｂＣの他、ＷやＣｒ、Ｍｏの炭化物など種々の被膜を採用できる。

母材中に固溶せずに残存している炭化物は、母材すなわち本発明の冷間工具鋼の組成によっても異なるが、例えばＦｅ₃ＣやＣｒ₇Ｃ₃等のＦｅ、Ｃｒの炭化物が多く、この他にＭｏやＶなどの炭化物も形成される。

図１のプレス金型１０は、本発明の冷間工具鋼を用いて母材１２が構成されている場合の一例で、第１発明〜第６発明の何れかの組成の冷間工具鋼にて構成されているとともに、プレス成形面側の表面には、１０００℃以上の所定の表面処理温度で、ＣＶＤ処理またはＴＤ処理が行なわれることにより、第８発明に記載のようにＶ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｗ、またはＣｒの炭化物から成る硬質被膜１４が設けられている。

ここで、母材１２は、上記表面処理温度においてＦｅ₃ＣやＣｒ₇Ｃ₃等の炭化物が６〜１２wt％の割合で固溶せずに残存しており、それらの炭化物の炭素が表面処理で形成される硬質被膜１４の炭素供給源となることにより、硬質被膜直下の母材１２の表層部の硬さ低下が抑制され、ＨＲＣ６２程度以上の高硬度が維持される。これにより、プレス加工時の負荷に拘らず母材１２の表層部の変形が抑制され、母材１２と硬質被膜１４との密着性が高められ、その硬質被膜１４の割れや剥離が防止されてプレス金型１０の耐久性が向上する。

次に、図２の手順に従って表１に示す各鋼材（発明鋼１〜１５、比較鋼１〜７、従来鋼１〜２）の試験片を作製し、電解抽出（炭化物量測定）、シャルピー衝撃試験、およびスクラッチ試験を行なった結果を説明する。なお、表１の網掛け部分は、本発明の必須成分である請求項１の基本成分について、本発明の数値範囲から外れていることを表している。

図２の溶解工程は、高周波誘導真空溶解炉で溶解し、各鋼材について１５０ｋｇのインゴットを製造する。鍛造工程では、断面７０ｍｍ×７０ｍｍの大きさに鍛造加工する。熱処理工程では、８７０℃に３時間保持した後、徐冷して焼きなましする。試験片加工工程では、電解抽出用、シャルピー衝撃試験用、スクラッチ試験用の各試験片を作製する。電解抽出用試験片は１０ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍ、シャルピー衝撃試験用試験片は１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍで１０Ｒのノッチ、スクラッチ試験用試験片は、１２ｍｍ×２５ｍｍ×３０ｍｍである。

表面処理工程は、スクラッチ試験用試験片に炭化物の硬質被膜を設けるための処理で、１０００〜１１００℃の温度でＴＤ処理またはＣＶＤ処理により厚さ３〜１５μｍの硬質被膜（ＶＣ、ＴｉＣ、ＮｂＣ）を設けるとともに、油冷若しくはガス冷により焼入れを実施した。なお、電解抽出用試験片、シャルピー衝撃試験用試験片については、表面処理を行なわない。

焼入れ・焼戻し工程は、１０００〜１１００℃に３０分保持した後油冷する焼入れ処理、および１５０〜６００℃に１時間保持した後空冷する焼戻し処理を行なう工程で、電解抽出用試験片については焼入れのみ実施し、シャルピー衝撃試験用試験片については焼入れおよび焼戻しの両方を実施した。また、前記表面処理を行なったスクラッチ試験用試験片については、発明鋼１〜８および比較鋼１〜４については焼戻しのみ実施し、発明鋼９〜１５および比較鋼５〜７、従来鋼１、２については焼入れ（再焼入れ）および焼戻しの両方を実施した。

電解抽出（炭化物量測定）は、焼入れのままの状態の電解抽出用試験片について、２％塩酸＋２％クエン酸水溶液を電解液として電解抽出を行なった。抽出残渣として分離した炭化物の重量を測定し、炭化物のwt％を算出した。

シャルピー衝撃試験は、焼入れ・焼戻しされたシャルピー衝撃試験用試験片について、鋼材の幅方向から試験片を採取（Ｔ方向）し、ＪＩＳＺ２２４２の規定に従って行い、靱性（吸収エネルギー）を求めた。この値が大きい程、ねばりがあって型が割れ難いことを意味する。

スクラッチ試験は、表面処理により炭化物の硬質被膜が設けられたスクラッチ試験用試験片について、スクラッチ試験機を用いて以下の試験条件で試験を行い、被膜の剥離が生じた時点の荷重で被膜と母材との密着性を評価した。
（試験条件）
・初期荷重１０Ｎ／ｍｍから徐々に圧下
・ダイヤモンド圧子

表２は、各鋼材の焼入れ温度、焼戻し温度、焼入れ・焼戻し後の硬さ（ＨＲＣ）、焼入れ時の炭化物量（wt％）、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ²）、表面処理材種（硬質被膜の種類）、および剥離荷重（Ｎ）を示したものである。かかる結果から明らかなように、本願の発明鋼１〜１５は、焼入れ・焼戻し後の硬さがＨＲＣ６２．７〜６４．３で高い硬度が安定して得られるとともに、硬質被膜の剥離荷重も８３〜１０８（Ｎ）と高く、高い密着性が得られるのに対し、比較鋼および従来鋼ではＨＲＣ５７．６〜６３．８で剥離荷重が５２〜７２と低く、十分な密着性が得られない。なお、表２の炭化物量の欄における網掛けは、請求項６の数値範囲から外れていることを表している。

図３の手順に従って表３に示す各鋼材（発明鋼１６、従来鋼３）を製造するとともに、金型に加工して炭化物の硬質被膜を設け、実際にプレス加工を行なって金型寿命を調べた結果を説明する。発明鋼１６は前記表１の発明鋼５に相当するもので、従来鋼３は前記表１の従来鋼１（ＳＫＤ１１）に相当するものであり、それぞれＯやＮ、Ａｌ、Ｐを略同じ量だけ含有しているとともに、炭化物も略同じ量だけ形成される。また、従来鋼３は、Ｃｒの含有量が本発明の数値範囲よりも大きく、前記(1) 式および(2) 式を満たしていない。

図３の製造工程では、大気炉で溶解して２ｔｏｎのインゴットを溶製し、２００ｍｍ×５００ｍｍの断面に鍛造後、８７０℃で焼きなまし処理を行なった。金型加工工程では、発明鋼１６および従来鋼３について、同一形状の冷間曲げ金型を作製した。表面処理工程では、それぞれの鋼種について、１０２０℃のＴＤ処理により表面に厚さ１０μｍのＶＣコーティングを施した金型、１０３０℃のＣＶＤ処理により厚さ７μｍのＴｉＣコーティングを施した金型、および表面処理をしていない金型の３種類を作製した。表面処理した金型は、冷却時に焼入れを兼ねてガス冷却した。焼入れ・焼戻し工程では、表面処理金型については、５００〜５３０℃に８時保持して徐冷する焼戻しを２回行ない、無処理（表面処理無し）の金型については、１０３０℃に１時間保持した後ガス冷する焼入れ処理を行なった後、上記２回の焼戻しを行なった。仕上げ加工工程では、各金型表面を研磨加工した。そして、実機試験では、厚さ４ｍｍのＳＵＳ３０４鋼を冷間プレスにより曲げ加工し、被膜の剥離や摩耗を目視により観察して金型寿命、すなわち耐久性を判断した。

表４は、各鋼材についてそれぞれ作製したＶＣコーティング金型、ＴｉＣコーティング金型、および無処理金型について、金型寿命に達するまでのプレス回数を示したものである。かかる結果から明らかなように、本願の発明鋼１６によれば従来鋼３に比較して、コーティング金型については約１．５倍〜２倍の耐久性が得られるようになった。硬質被膜無しの無処理金型については、何れの鋼種においてもコーティング金型に比べて耐久性が著しく悪いとともに、本発明鋼１６と従来鋼３とで大きな違いはなかった。

以上、本発明の実施例を詳細に説明したが、これはあくまでも一実施形態であり、本発明は当業者の知識に基づいて種々の変更、改良を加えた態様で実施することができる。

本発明の冷間工具鋼を用いて構成されたプレス金型の一例を示す断面図である。本発明鋼および比較鋼、従来鋼を用いて各種の試験を行なった実施例２の手順を説明する図である。本発明鋼および従来鋼を用いて金型を作製し、耐久性試験を行なった実施例３の手順を説明する図である。

符号の説明

１０：プレス金型（金型）１２：母材（冷間工具鋼）１４：硬質被膜

Claims

１．０〜２．０wt％のＣ、０．０１〜２．０wt％のＳｉ、０．０１〜２．０wt％のＭｎ、６．０〜１２．０wt％のＣｒ、０．１wt％≦1/2 Ｗ＋Ｍｏ≦４．０wt％を満足するＷおよび／またはＭｏ、０．０１〜１．０wt％のＶ、０．０１００wt％以下のＯ、０．２００wt％以下のＮ、０．０５０wt％以下のＰ、および０．０５０wt％以下のＡｌを基本成分として含有し、
残部が実質的にＦｅから成るとともに、
前記ＣおよびＣｒの含有wt％をそれぞれ［Ｃ］、［Ｃｒ］で表した時、次式(1) および(2) を何れも満足する
４［Ｃ］≦［Ｃｒ］≦６［Ｃ］＋３・・・(1)
９≦［Ｃ］×［Ｃｒ］≦１８・・・(2)
ことを特徴とする表面処理性に優れた冷間工具鋼。
請求項１の基本成分に加えて、０．０１〜３．０wt％のＮｉ、および０．０１〜５．０wt％のＣｏを更に含有している
ことを特徴とする表面処理性に優れた冷間工具鋼。
請求項１または２の基本成分に加えて、１．０wt％以下のＮｂ、１．０wt％以下のＴａ、１．０wt％以下のＴｉ、０．０１０wt％以下のＢ、および１．０wt％以下のＣｕの何れか１種または２種以上を更に含有している
ことを特徴とする表面処理性に優れた冷間工具鋼。
請求項１〜３の何れか１項の基本成分に加えて、０．２wt％以下のＳ、０．０１００wt％以下のＣａ、０．０１００wt％以下のＳｅ、０．０１００wt％以下のＴｅ、０．０１００wt％以下のＺｒ、０．０１００wt％以下のＭｇ、および０．０５０wt％以下のＲＥＭ（希土類金属）の何れか１種または２種以上を更に含有している
ことを特徴とする表面処理性に優れた冷間工具鋼。
前記［Ｃ］および［Ｃｒ］は次式(3) および(4) を何れも満足する
４［Ｃ］＋３≦［Ｃｒ］≦４［Ｃ］＋５・・・(3)
１０≦［Ｃ］×［Ｃｒ］≦１５・・・(4)
ことを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の表面処理性に優れた冷間工具鋼。
１０００℃以上の所定温度において、６〜１３wt％の炭化物が母材中に固溶せずに残存している
ことを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の表面処理性に優れた冷間工具鋼。
前記所定温度で、６〜１３wt％の炭化物が母材中に固溶せずに残存している状態で、炭化物の硬質被膜を表面に設ける表面処理が行なわれる
ことを特徴とする請求項６に記載の表面処理性に優れた冷間工具鋼。
前記硬質被膜はＶ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｗ、またはＣｒの炭化物で、
前記表面処理はＣＶＤ処理またはＴＤ処理である
ことを特徴とする請求項７に記載の表面処理性に優れた冷間工具鋼。
金型または金型用部品として用いられることを特徴とする請求項１〜８の何れか１項に記載の表面処理性に優れた冷間工具鋼。
請求項１〜６の何れか１項に記載の表面処理性に優れた冷間工具鋼の表面に請求項７または８に記載の硬質被膜が設けられて使用されることを特徴とする金型用部品。
請求項１〜６の何れか１項に記載の表面処理性に優れた冷間工具鋼の表面に請求項７または８に記載の硬質被膜が設けられて使用されることを特徴とする金型。