JP4403875B2 - 冷間工具鋼 - Google Patents

Description

本発明は、冷間工具鋼に関し、さらに詳しくは、冷鍛パンチ・ダイス、高張力鋼板の成形型、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、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好適な冷間工具鋼に関する。

ＪＩＳ鋼ＳＫＤ１１に代表される冷間工具鋼は、高硬度の炭化物を多量に晶出又は析出により分散させて耐摩耗性を高めたものであり、耐摩耗性や耐かじり性が要求される各種の用途（例えば、冷鍛パンチ・ダイス、冷間鍛造金型等）に用いられている。しかしながら、従来の冷間工具鋼は、（１）靱性が不足している、（２）成形加工条件等が厳しくなるに伴い、金型の硬度も不十分となる場合がある、（３）ワイヤー放電加工時に割れる場合がある、等の問題があった。

そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。例えば、特許文献１には、Ｃ：０．７５〜１．７５ｗｔ％、Ｓｉ：０．５〜３．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜２．０ｗｔ％、Ｃｒ：５．０〜１１．０ｗｔ％、Ｍｏ：１．３〜５．０ｗｔ％、Ｖ：０．１〜５．０ｗｔ％を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなり、４５０℃以上の温度で焼戻しされた冷間工具鋼が開示されている。同文献には、一次の共晶炭化物を少なくすることによって靱性が向上する点、及び、各成分を調整し４５０℃以上の焼戻しで二次硬化硬さを上昇させることによって、工具寿命と放電加工性が大幅に改善される点が記載されている。

また、特許文献２には、所定の組成を有し、かつ、炭化物凝集部の凝集サイズが１００μｍ以下である冷間工具鋼が開示されている。同文献には、凝集サイズを１００μｍ以下とすると、炭化物における亀裂発生及び亀裂伝搬が抑制され、工具寿命が向上する点が記載されている。

また、特許文献３には、所定の組成を有し、かつ、α値（＝０．７０６＋０．５４１Ｃ−０．０６３Ｃｒ＋０．０３３Ｍｏ−０．２３２Ｖ）が０．７〜１．０、β値（＝Ｍｏ当量＋１．９Ｖ当量）が３．０〜６．０である高硬度冷間工具鋼が開示されている。同文献には、α値及びβ値のこの範囲とすることによって、粗大炭化物及び凝集炭化物の形成が抑制され、硬質表面層との密着性が向上する点が記載されている。

また、特許文献４には、所定の組成を有し、かつ、５〜３５ｖｏｌ％の残留オーステナイトを平均粒径０．０１〜２μｍに微細分散させた冷間工具鋼が開示されている。同文献には、所定量の残留オーステナイトを微細分散させることにより、耐疲労性が向上する点が記載されている。

さらに、特許文献５には、所定の組成を有し、かつ、被削性を改善するために快削元素を含有させるとともに、Ｃ含有量を減少させることが開示されている。また、高温焼戻しにより残留応力が除去されて放電加工による割れを防止することができることが記載されている。

特開昭５９−１７９７６２号公報 特開２００２−１２９５２号公報 特開２０００−０７３１４２号公報 特開２００４−０３５９２０号公報 特開２０００−３５５７３７号公報

試作用の金型やロット数の少ない金型では、特に型寿命よりも優れた加工性が要求される。すなわち、加工方法には、切削加工、放電加工、ワイヤー放電加工等があるが、ある種の用途においては、いずれの加工方法でも加工しやすく、かつ、通常の金型と同じ硬さであるＨＲＣ６０以上を確保することができる冷間工具鋼が求められている。

しかしながら、ＳＫＤ１１に代表される従来の冷間工具鋼は、所定の耐摩耗性を確保するために晶出炭化物を多量に分散させているので、焼なまし状態であっても切削加工性に劣るという問題がある。また、ワイヤー放電加工時に、晶出炭化物によってワイヤーが切断される場合がある。

また、加工性を改善するために晶出炭化物の量を減少させた材料も知られているが、従来の材料では、高温焼戻し時にＨＲＣ６０以上を確保することが困難である。一方、このような材料において、高硬度を得るために低温焼き戻しを行うと、焼入れ時に材料内部に発生した残留応力を除去することができない。そのため、このような材料に対して放電加工やワイヤー放電加工を行うと、その残留応力がバランスを失い、材料に亀裂が発生したり、あるいは、割れる場合がある。

これに対し、特許文献１に開示されている冷間工具鋼は、ＳＫＤ１１よりも晶出炭化物を減少させると同時に、成分調整を行っているので、ＨＲＣ６０以上の硬度を確保でき、かつ、加工性もある程度改善されている。しかしながら、特許文献１に開示された冷間工具鋼であっても、加工性の改善は、不十分である。また、特許文献２〜５には、高い硬度を維持しつつ、加工性を改善する具体的手段については、開示されていない。

本発明が解決しようとする課題は、焼戻し後の硬さがＨＲＣ６０以上であり、かつ、加工性に優れた冷間工具鋼を提供することにある。

上記課題を解決するために本発明に係る冷間工具鋼は、
０．４≦Ｋ値≦２．６（但し、Ｋ値＝Ｃｒ（ｗｔ％）−６．８Ｃ（ｗｔ％））、
１５．５≦Ｌ値≦２１．０（但し、Ｌ値＝Ｃｒ（ｗｔ％）＋１５．５Ｃ（ｗｔ％））、
０．６０ｗｔ％＜Ｓｉ≦２．０ｗｔ％、
０．１０ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．０ｗｔ％、
０．０３ｗｔ％＜Ｓ≦０．２ｗｔ％、
１．２５ｗｔ％＜Ｍｏ＋０．５Ｗ＜３．０ｗｔ％、及び、
０．０５ｗｔ％≦Ｖ≦１．０ｗｔ％、
を含み、残部がＦｅ及び不可避的な不純物からなり、
焼入れ後、４５０℃以上での焼戻しにより得られる最高硬さがＨＲＣ６１以上であることを要旨とする。

本発明に係る冷間工具鋼は、Ｋ値を所定の範囲としたので、高温焼戻し後の最高硬さをＨＲＣ６１以上とすることができる。また、Ｌ値を所定の範囲としたので、切削性が向上し、かつ、ワイヤー放電加工時におけるワイヤー切断を抑制することができる。さらに、Ｓに加えて、０．６ｗｔ％以上のＳｉを添加したので、従来の快削鋼と同等以上の被削性が得られる。

以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。本発明に係る冷間工具鋼は、以下のような元素を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる。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。

（１） ０．４≦Ｋ値≦２．６（但し、Ｋ値＝Ｃｒ（ｗｔ％）−６．８Ｃ（ｗｔ％））。
Ｋ値は、適正な焼入れ温度におけるマトリックス中の残留Ｃｒ量を表す。Ｋ値が０．４未満である場合又は２．６を超える場合、いずれも、焼戻しの際の二次硬化に寄与する炭化物の形成量が減少し、４５０℃以上の高温焼戻しで硬さＨＲＣ６１以上を得ることが困難となる。Ｋ値は、さらに好ましくは、０．４５以上２．５以下、さらに好ましくは、０．６以上２．４以下である。

（２） １５．５≦Ｌ値≦２１．０（但し、Ｌ値＝Ｃｒ（ｗｔ％）＋１５．５Ｃ（ｗｔ％））。
Ｌ値は、材料中に含まれる晶出炭化物の量を表し、Ｌ値が大きくなるほど、晶出炭化物の量が多くなることを意味する。Ｌ値が１５．５未満である場合、晶出炭化物がほぼ形成されなくなるだけでなく、適正な焼入れ温度でのマトリックス成分が変化してしまうため、必要な硬さを得ることができない。一方、Ｌ値が２１．０を超える場合、晶出炭化物の量が過剰となり、切削加工性、放電加工性、及び、靱性が低下する。但し、完全に晶出炭化物を無くすと、焼入れ時に結晶粒が粗大化し、あるいは、混粒となるので、晶出炭化物は、ある程度残っていた方がよい。Ｌ値は、さらに好ましくは、１５．８以上２０．８以下、さらに好ましくは、１６．０以上２０．５以下である。

なお、晶出炭化物とは、円相当径で約１０μｍを超える大きな炭化物であり、主にＭ_７Ｃ_３（Ｍは、Ｃｒ、Ｍｏなど）で表されるものをいう。Ｌ値が１５．５〜２１．０というのは、晶出炭化物の占める重量割合では、０．２０ｗｔ％〜４．０ｗｔ％に相当する。

（３） ０．６０ｗｔ％＜Ｓｉ≦２．０ｗｔ％以下。
Ｓｉは、脱酸元素として添加されるため、通常、鋼中に含まれる。本発明においては、切削加工を容易にするために、Ｓｉを積極的に添加する。Ｓｉ添加による切削性の向上は、焼きなまし後の低硬度（ＨＲＢ９５前後）の状態だけでなく、焼入れ焼戻し後の高硬度（ＨＲＣ６１以上）の状態でも得られる。また、Ｓｉ添加は、高温焼戻し硬さの向上にも寄与する。
このような効果を得るためには、Ｓｉは、０．６ｗｔ％を超える添加が必要である。一方、Ｓｉを過剰に添加しても、その効果は飽和する。従って、Ｓｉ量は、２．０ｗｔ％以下が好ましい。Ｓｉ量は、さらに好ましくは、０．６５ｗｔ％以上１．８ｗｔ％以下、さらに好ましくは、０．７０ｗｔ％以上１．５ｗｔ％以下である。

（４） ０．１０ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．０ｗｔ％。
Ｍｎは、焼入れ性を高め、硬さ及び強度を向上させる作用がある。また、快削化元素であるＳと反応して介在物を形成し、切削性を向上させる効果がある。このような効果を得るためには、Ｍｎは、０．１０ｗｔ％以上の添加が必要である。一方、Ｍｎを過剰に添加すると、熱間加工性が低下する。従って、Ｍｎ量は、１．０ｗｔ％以下が好ましい。

（５） ０．０３ｗｔ％≦Ｓ≦０．２０ｗｔ％。
Ｓは、快削化元素であり、Ｍｎと結合して介在物を形成し、切削性を向上させる。Ｓ添加による切削性の向上は、焼きなまし後の低硬度（ＨＲＢ９５前後）の状態だけでなく、焼入れ焼戻し後の高硬度（ＨＲＣ６１以上）の状態でも得られる。
このような効果を得るためには、Ｓは、０．０３ｗｔ％以上の添加が必要である。但し、Ｓ量が多すぎると、材料断面方向でのシャルピー衝撃試験が大きく低下し、熱間加工性も低下する。従って、Ｓ量は、０．２０ｗｔ％以下が好ましい。

（６） １．２５ｗｔ％＜Ｍｏ＋０．５Ｗ＜３．０ｗｔ％。
Ｍｏ及びＷは、炭化物を形成し、４５０℃以上の焼戻しでの二次硬化量を大きくする。また、ＭｏとＷは同様の効果をもたらすが、Ｍｏと同等の効果を得るには、２倍のＷ量が必要である。そのため、Ｍｏ＋０．５Ｗで記述されるＭｏ当量で規定する。
焼入れ焼戻し後の硬さＨＲＣ６１以上を得るためには、Ｍｏ当量は、１．２５ｗｔ％より多くする必要がある。但し、Ｍｏ当量が多くなりすぎると、熱間加工性の低下、靱性の低下、被削性の低下がおこる。従って、Ｍｏ当量は、３．０ｗｔ％より少なくするのが好ましい。

（７） ０．０５ｗｔ％≦Ｖ≦１．０ｗｔ％。
Ｖは、安定な炭化物を形成し、結晶粒粗大化防止に効果がある。また、炭化物の形成により耐摩耗性や硬さ向上に寄与する。これらの効果を得るためには、Ｖは、０．０５ｗｔ％以上の添加が必要である。但し、Ｖ量が多くなりすぎると、炭化物量の増加による被削性の低下、熱間加工性の低下がおこる。従って、Ｖ量は、１．０ｗｔ％以下が好ましい。

また、本発明に係る冷間工具鋼は、上述した元素に加えて、以下のような１種又は２種以上の元素をさらに含んでいても良い。各元素の成分範囲及び限定理由は、以下の通りである。

（８） ０．００５ｗｔ％≦Ｓｅ≦０．１０ｗｔ％。
（９） ０．００５ｗｔ％≦Ｔｅ≦０．１０ｗｔ％。
（１０） ０．０００２ｗｔ％≦Ｃａ≦０．０１０ｗｔ％。
（１１） ０．００５ｗｔ％≦Ｐｂ≦０．１０ｗｔ％。
（１２） ０．００５ｗｔ％≦Ｂｉ≦０．１０ｗｔ％。

Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｐｂ、及び／又は、Ｂｉは、切削性を向上させる目的で添加することができる。また、これらの元素の添加は、いずれも、Ｓｉ添加による切削性向上を阻害しない。
Ｓｅ及びＴｅは、Ｍｎ硫化物のＳの代替元素として利用することができる。また、Ｃａは、酸化物を形成するか、あるいは、Ｍｎ硫化物中に固溶し、切削加工時に切削工具表面に保護膜を形成することによって、切削性を向上させる。さらに、Ｐｂ及びＢｉは、低融点の物質であるため、切削加工により発生する熱によって溶融し、切削工具と切屑の間に潤滑効果をもたらし、切削性を向上させる。
これらの効果を得るためには、上述した下限以上の添加が必要である。但し、添加量が多くなりすぎると、機械的特性の劣化を招くので、添加量は、上述した上限以下とするのが好ましい。

（１３） ０．０１ｗｔ％≦Ｃｕ≦２．０ｗｔ％。
（１４） ０．０１ｗｔ％≦Ｎｉ≦２．０ｗｔ％。
（１５） ０．２０ｗｔ％≦Ｃｏ≦１．０ｗｔ％。
（１６） ０．０００３ｗｔ％≦Ｂ≦０．０１０ｗｔ％。

Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、及び、Ｂは、いずれも、マトリックス中に固溶し、焼入れ性を向上させる効果がある。また、Ｎｉは、衝撃遷移温度を低下させることによる靱性の向上、及び、靱性向上による溶接性の劣化を防止する効果もある。さらに、冷間金型では高張力鋼や加工条件によっては、加工発熱により局部的に金型温度が上昇することもある。Ｃｏは、高温強度を向上させ、このような温度上昇による金型のへたれを防止する効果がある。
これらの効果を得るためには、これらの元素の添加量は、上述した下限値以上とするのが好ましい。但し、添加量が多くなりすぎると、機械的特性の劣化を招くので、添加量は、上述した上限以下とするのが好ましい。

（１７） ０．００１ｗｔ％≦Ｐ≦０．０３０ｗｔ％。
（１８） ０．００５０ｗｔ％≦Ｎ≦０．０５０ｗｔ％。
（１９） ０．００１ｗｔ％≦Ａｌ≦０．１０ｗｔ％。
（２０） ０．０００２ｗｔ％≦Ｏ≦０．０１０ｗｔ％。

Ｐ、Ｎ、Ｏは、鋼中に不可避的に含まれる。Ｐは結晶粒界に偏析し、Ｏは酸化物を形成し、Ｎは窒化物を形成する。また、Ａｌは、鋼中のＯやＮと反応し、酸化粒や窒化物を形成する。これらの元素は、添加量を低減させることにより靱性を向上させることが可能となる。このような効果を得るためには、これらの元素の添加量は、上述した上限値以下にすることが望ましい。望ましくは、Ｐ≦０．０２０ｗｔ％以下、Ｎ≦０．０３０ｗｔ％以下、Ａｌ≦０．０５０ｗｔ％以下、Ｏ≦０．０５０ｗｔ％以下である。
但し、Ａｌの酸化物や窒化物は、結晶粒の粗大化防止に寄与するので、これらの元素を低減させすぎると、逆に結晶粒を粗大化させ、靱性を低下させる。また、これらの元素を必要以上に低減させることは、製造コストの増加につながる。さらに、これらの元素がある一定値以下になると、靱性向上の効果も飽和する。従って、これらの元素は、上述した下限値以上とするのが好ましい。

（２１） ０．０１０ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．１０ｗｔ％。
（２２） ０．００５ｗｔ％≦Ｔａ≦０．１０ｗｔ％。
（２３） ０．００５ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１０ｗｔ％。
（２４） ０．００５ｗｔ％≦Ｚｒ≦０．１０ｗｔ％。
（２５） ０．００５ｗｔ％≦Ｍｇ≦０．１０ｗｔ％。
（２６） ０．００５ｗｔ％≦ＲＥＭ≦０．１０ｗｔ％。

Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭは、いずれも靱性を向上させる効果がある。これらの内、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、及び、Ｚｒは、微細な炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化させることによって靱性を向上させる効果がある。一方、Ｍｇ、ＲＥＭは、マトリックス中の酸素量を低減させることによって靱性を向上させる効果がある。
このような効果を得るためには、これらの元素の添加量は、上述した下限値以上とするのが好ましい。但し、添加量が多くなりすぎると、靱性の低下や溶接性の低下がおこる。従って、これらの元素の添加量は、上述した上限値以下とするのが好ましい。

上述のような組成を有する材料に対して焼入れ焼戻しを行うと、本発明に係る冷間工具鋼が得られる。この場合、焼戻し温度が低いと、焼入れ時に導入された残留応力の開放が不十分となり、放電加工性が低下する。従って、焼戻し温度は、４５０℃以上が好ましい。本発明に係る冷間工具鋼は、合金成分が最適化されているので、４５０℃以上の高温で焼戻しを行っても、高い硬度（具体的には、最高硬さがＨＲＣ６１以上）が得られる。

また、旧オーステナイトの結晶粒径は、靱性に影響を与える。高い靱性を有する冷間工具鋼を得るためには、旧オーステナイトの結晶粒径は、小さい方が好ましい。但し、結晶粒径が小さくなりすぎても、その効果は小さく、むしろ高コスト化を招く。従って、旧オーステナイトの粒径は、結晶粒度Ｇｑに換算して、３．０以上８．０以下が好ましい。なお、「結晶粒度Ｇｑ」とは、ＪＩＳ Ｇ０５５１に記載の方法を用いて測定された、焼入れ後の旧オーステナイトの結晶粒度である。

冷間工具鋼中に含まれる炭化物は、焼入れ時などでの結晶粒径の粗大化を防止させる効果を持つ。しかしながら、本発明においては、ＳＫＤ１１等の従来の冷間工具鋼に比べて炭化物量を少なくしているので、比較的結晶粒径が粗大化しやすい。従って、結晶粒度Ｇｑを適正化し、高い靱性を得るためには、適正な温度で焼入れ処理を行う必要がある。焼入れ温度は、具体的には、９５０℃以上１０８０℃以下が好ましい。この温度範囲で焼入れを行うと、結晶粒径の粗大化を防止することができる。

本発明は、基本的にはＳ添加による快削化であるため、Ａ系介在物は、ある一定の範囲にあることが望ましい。ここで、「Ａ系介在物」とは、ＪＩＳ Ｇ０５５５に記載の介在物評価方法を用いて判定される介在物であり、主に硫化物が相当する。

被削性に優れた冷間工具鋼を得るためには、ｄＡ６０×４００は、０．１０％以上１．５０％以下が好ましい。ここで、「ｄＡ６０×４００」とは、ＪＩＳ Ｇ０５５５に記載の方法に基づいて測定されたＡ系介在物の清浄度であって、光学顕微鏡４００倍視野にて、６０視野観察した時の清浄度である。また、さらに高い被削性を得るためには、その最大長さが２０μｍ以下であるＡ系介在物の割合が、Ａ系介在物全体の３０％以上であることが好ましい。

このようなＡ系介在物を形成するためには、Ｓ量に適したＭｎ量が添加されていなければならない。Ｍｎ量は、最低限、１．７×Ｓ量以上が必要である。但し、Ｍｎは、焼入れ性を高めるためにも必要とされるため、通常は、Ｓ量に適したＭｎ量よりも多く添加される。

また、Ｂ系介在物及びＣ系介在物（アルミナ、他の酸化物など）は、快削化の弊害となるだけでなく、シャルピー衝撃値の低下を引き起こすため、できる限り低減することが好ましい。ここで、「Ｂ系介在物」、及び、「Ｃ系介在物」とは、ＪＩＳ Ｇ０５５５に記載の介在物評価方法を用いて判定される介在物をいう。
快削性及び耐衝撃性に優れた冷間工具鋼を得るためには、ｄ（Ｂ＋Ｃ）６０×４００は、具体的には、０．０５％以下が好ましい。ここで、「ｄ（Ｂ＋Ｃ）６０×４００」とは、ＪＩＳ Ｇ０５５５に記載の方法に基づいて測定されたＢ系介在物及びＣ系介在物の清浄度であって、光学顕微鏡４００倍視野にて、６０視野観察した時の清浄度である。

次に、本発明に係る冷間工具鋼の作用について説明する。晶出炭化物は硬度が高いので、これを多量に分散させると、冷間工具鋼の耐摩耗性を高くすることができる。しかしながら、多量の晶出炭化物は、被削性を低下させるだけでなく、ワイヤー放電加工時におけるワイヤー断線の原因となる。また、晶出炭化物は、一般にサイズが大きいので、割れの起点となりやすい。一方、晶出炭化物の量が少なすぎると、硬度低下、結晶粒の粗大化、及び、靱性の低下を招く。

これに対し、本発明に係る冷間工具鋼は、Ｌ値を最適化し、晶出炭化物の量を相対的に低減したので、切削性が向上し、ワイヤー放電加工時におけるワイヤー断線のトラブルも減少する。また、割れの起点となる粗大な晶出炭化物の量が少なくなり、かつ、結晶粒も微細化されるので、高い靱性を得ることができる。

また、上述したように、Ｋ値は、適正な焼入れ温度におけるマトリックス中での残留Ｃｒ量を表し、Ｋ値を最適化することによって、必要な二次硬化が得られる。Ｓｉは、快削化元素であると同時に、焼戻し温度全般にわたって、硬さの向上に寄与する。さらに、Ｍｏ当量は、二次硬化硬さに影響を与える。

本発明に係る冷間工具鋼は、Ｋ値を最適化することに加えて、Ｓｉ量、Ｍｏ当量等の他の成分を最適化したので、焼入れ焼戻し時に冷間工具鋼として必要な硬さＨＲＣ６１以上を確保することができる。
しかも、高温焼戻しが可能であるので、焼入れ時に発生した材料内部の残留応力を十分開放することができる。そのため、切削加工性に優れるだけでなく、放電加工やワイヤー放電加工した際にも、亀裂や割れの発生を防ぐことができる。

さらに、高速域（回転速度が速い）での切削加工では、すくい面上への材料の溶着が発生しやすい。そのため、溶着部の形成と脱離が繰り返され、工具の摩耗が進行しやすい。これに対し、本発明に係る冷間工具鋼は、Ｓｉを０．６ｗｔ％以上添加したので、溶着が発生しにくくなり、工具摩耗を抑制することができる。そのため、従来の快削鋼以上の加工性を保有させることが可能となる。

表１に示す成分組成の８０ｋｇの鋼材（実施例１〜２０、及び、比較例１〜１０）を高周波真空溶解炉で溶製した。次いで、これを造塊し、鋼塊を熱間鍛造して、対辺３５×５５ｍｍの角棒とした。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、被削性試験（エンドミル加工試験）、ワイヤー放電加工試験、硬さ評価、シャルピー衝撃試験、焼入れ後の結晶粒度Ｇｑ、及び、介在物の清浄度の評価を行った。

なお、被削性試験（エンドミル加工試験）は、焼きなまし状態の鋼材から切り出した試験片に対して行った。試験条件は、以下の通りである。
工具 ：超硬Ｍ２０（φ３２ｍｍ）。
速度 ：２００ｍ／ｍｉｎ。
送り ：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ。
切り込み幅 ：４．５ｍｍ。
切り込み高さ：１．２ｍｍ。
切削油 ：なし。
工具寿命 ：横逃げ面最大摩耗量０．３ｍｍ到達時の切削距離。
評価方法 ：比較鋼Ｎｏ．１の工具寿命を１００とした時の相対評価。

ワイヤー放電加工試験は、以下の手順により行った。すなわち、焼きなまし後の鋼材から３０×５０×２００ｍｍの試験片を切り出し、試験片に対して所定の条件下で焼入れ焼戻しを行った。次に、試験片にドリルによりφ４ｍｍの穴を開けた後、ワイヤー放電加工機により１０×２０ｍｍの四角形状をくり付いた。放電加工後、１日放置し、試験片に発生したクラック数を測定した。

硬さは、焼きなまし後の鋼材から２０ｍｍ四方の板形状の試験片を切り出し、所定の温度で焼入れ焼戻しを行った後の硬さを測定した。なお、硬さは、表２に示す特定の温度で焼戻しを行った時の値（試験硬さ）と、１００〜６００℃で焼戻しを行った時の硬さの最大値（最高硬さ）とを測定した。

シャルピー衝撃試験は、焼きなまし後の鋼材から１０Ｒノッチ形状のシャルピー衝撃試験片を作製し、所定の温度での焼入れ焼戻しを実施した後、室温にて行った。なお、衝撃値は、３個の試験片の平均値とした。

さらに、結晶粒度Ｇｑは、ＪＩＳ Ｇ０５５１に記載の方法により測定した。また、介在物の清浄度は、ＪＩＳ Ｇ０５５５に記載の方法（光学顕微鏡の倍率：４００倍、視野数：６０）により、Ａ系介在物及び（Ｂ＋Ｃ）系介在物について測定した。

表２に、焼入れ温度、焼戻し温度、及び、各種評価試験の結果を示す。また、図１に、Ｌ値と晶出炭化物の量との関係を示す。

図１に示すように、Ｌ値は、晶出炭化物の量との間に相関があり、Ｌ値が２１．０を超えると、晶出炭化物の量は、４．０ｗｔ％を超える。比較例１、６〜１０は、いずれもＬ値が相対的に高く、晶出炭化物の量が多い。そのため、衝撃値が低く、被削性も悪い。特に、比較例７、８については、ワイヤー放電加工時にワイヤーが断線した。また、比較例３、９、１０は、焼戻し温度が４５０℃未満であるため、いずれも放電加工後に割れが発生した。さらに、比較例２、４、５は、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ等の合金元素が本発明の範囲外にあるため、最高硬さは、ＨＲＣ６１未満であった。また、比較例６は、Ｋ値が大きすぎるために十分な二次硬化が得られず、最高硬さはＨＲＣ６１未満であった。

これに対し、発明鋼１〜２０は、Ｋ値及びＬ値、並びに、他の合金元素量が最適化されているので、いずれも、最高硬さがＨＲＣ６１以上であり、被削性及び放電加工性に優れ、衝撃値も高い値を示した。
また、図２に、Ｓｉ添加量と被削性との関係を示す。図２より、Ｓｉ量が０．６ｗｔ％以上になると、被削性が大幅に向上しているのがわかる。これは、所定量のＳｉ量を添加することによって、溶着に起因する工具摩耗が抑制されたためである。

以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。

本発明に係る冷間工具鋼は、各種冷間加工金型、各種冷間加工工具として使用することができる。

Ｌ値と晶出炭化物の量との関係を示す図である。 Ｓｉ量と被削性との関係を示す図である。

Claims (5)

1. ０．４≦Ｋ値≦２．６（但し、Ｋ値＝Ｃｒ（ｗｔ％）−６．８Ｃ（ｗｔ％））、
   １５．５≦Ｌ値≦２１．０（但し、Ｌ値＝Ｃｒ（ｗｔ％）＋１５．５Ｃ（ｗｔ％））、
   ０．６０ｗｔ％＜Ｓｉ≦２．０ｗｔ％、
   ０．１０ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．０ｗｔ％、
   ０．０３ｗｔ％＜Ｓ≦０．２ｗｔ％、
   １．２５ｗｔ％＜Ｍｏ＋０．５Ｗ＜３．０ｗｔ％、及び、
   ０．０５ｗｔ％≦Ｖ≦１．０ｗｔ％、
   を含み、残部がＦｅ及び不可避的な不純物からなり、
   焼入れ後、４５０℃以上での焼戻しにより得られる最高硬さがＨＲＣ６１以上であり、
   ０．１０％≦ｄＡ６０×４００≦１．５０％であり、
   ９５０℃以上１０８０℃以下の温度で焼入れ処理することにより得られ、
   ３．０≦Ｇｑ≦８．０である
   冷間工具鋼。
   但し、「ｄＡ６０×４００」は、ＪＩＳＧ０５５５に記載の方法に基づいて測定された清浄度である。
   「Ｇｑ」は、ＪＩＳ Ｇ０５５１に記載の方法に基づいて測定された、焼入れ後の旧オーステナイトの結晶粒度である。
2. ０．００５ｗｔ％≦Ｓｅ≦０．１０ｗｔ％
   ０．００５ｗｔ％≦Ｔｅ≦０．１０ｗｔ％
   ０．０００２ｗｔ％≦Ｃａ≦０．０１０ｗｔ％、
   ０．００５ｗｔ％≦Ｐｂ≦０．１０ｗｔ％、及び、
   ０．００５ｗｔ％≦Ｂｉ≦０．１０ｗｔ％、
   から選ばれる１種又は２種以上の元素をさらに含む請求項１に記載の冷間工具鋼。
3. ０．０１ｗｔ％≦Ｃｕ≦２．０ｗｔ％、
   ０．０１ｗｔ％≦Ｎｉ≦２．０ｗｔ％、
   ０．２０ｗｔ％≦Ｃｏ≦１．０ｗｔ％、及び、
   ０．０００３ｗｔ％≦Ｂ≦０．０１０ｗｔ％、
   から選ばれる１種又は２種以上の元素をさらに含む請求項１又は２に記載の冷間工具鋼。
4. ０．００１０ｗｔ％≦Ｐ≦０．０３０ｗｔ％、
   ０．００５０ｗｔ％≦Ｎ≦０．０５０ｗｔ％、
   ０．００１０ｗｔ％≦Ａｌ≦０．１０ｗｔ％、及び、
   ０．０００２ｗｔ％≦Ｏ≦０．０１０ｗｔ％、
   から選ばれる１種又は２種以上の元素をさらに含む請求項１から３までのいずれかに記載の冷間工具鋼。
5. ０．０１０ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．１０ｗｔ％、
   ０．００５ｗｔ％≦Ｔａ≦０．１０ｗｔ％、
   ０．００５ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．１０ｗｔ％、
   ０．００５ｗｔ％≦Ｚｒ≦０．１０ｗｔ％、
   ０．００５ｗｔ％≦Ｍｇ≦０．１０ｗｔ％、及び、
   ０．００５ｗｔ％≦ＲＥＭ≦０．１０ｗｔ％、
   から選ばれる１種又は２種以上の元素をさらに含む請求項１から４までのいずれかに記載の冷間工具鋼。

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