WO2012115025A1 - 冷間加工用金型の製造方法 - Google Patents

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伊達　正芳
隆一朗 菅野
佳奈 森下
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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a cold working mold for molding, for example, home appliances, mobile phones, and automobile-related parts.
  • thermoforming In a cold working die used for press forming such as bending, drawing, and punching of a plate material at room temperature, in order to improve its wear resistance, it is 55 HRC or higher by quenching and tempering (hereinafter referred to as “tempering”). Steel materials that can achieve hardness have been proposed (Patent Documents 1 to 3). When such a high hardness steel material is used, it is difficult to cut into a mold shape after tempering. Therefore, normally, after carrying out rough processing in the annealing state with low hardness after hot-working a steel ingot, it tempers to use hardness of 55HRC or more.
  • an oxide ((FeO) 2 ⁇ SiO 2 , Fe 2 SiO 4 or (FeSi) having a melting point of 1200 ° C. or lower is used to suppress tool wear caused by friction between the cutting tool and the steel material during cutting.
  • a cold tool steel in which self-lubricating properties are imparted by adding an element that forms a) Cr 2 O 2 and forming the oxide on the mold surface by heat generated during cutting.
  • the cold tool steel disclosed in Patent Document 4 is an excellent prehardened steel that achieves both machinability during cutting and wear resistance as a mold.
  • the quenching temperature is also limited, so this can be obtained when the tempered hardness is 60 HRC or higher.
  • Nb and V which are preferably added in Patent Document 4 for the purpose of suppressing crystal grain growth during quenching heating, are elements that easily form insoluble MC carbide at the quenching temperature. It is. Since MC carbide is hard, the component composition disclosed in Patent Document 4 has a problem that the machinability after tempering is significantly reduced.
  • the cold tool steel disclosed in Patent Document 5 uses a low melting point oxide as a self-lubricating film, but if the cutting temperature does not increase to the melting point of the oxide, the lubricating effect cannot be obtained. On the contrary, when the cutting temperature is excessively increased, the viscosity of the oxide is remarkably lowered, and there is a problem that the function as the lubricating film may not be performed.
  • the object of the present invention is based on a component composition that can stably achieve a high tempering hardness of 60 HRC or more as well as 58 HRC or more, and preferably even if the amount of insoluble carbide is further increased, cutting is performed.
  • a method of manufacturing a cold working die that cuts cold work tool steel with remarkably improved machinability after tempering at a temper hardness of 58 to 62 HRC without depending on temperature. That is.
  • the inventor has intensively studied a method for improving the machinability of cold tool steel.
  • Al 2 O 3 which is a high melting point oxide is positively introduced, and a composite lubricating protective film composed of this and MnS which is a highly ductile inclusion is formed on the surface of the cutting tool by heat during cutting.
  • the steel material which can achieve the refining hardness of 60HRC or more as well as 58HRC or more and can form this composite lubricating protective film has an optimum component range, and this could be specified.
  • the present invention has been reached.
  • the present invention is mass%, C: 0.6 to 1.2% Si: 0.8 to 2.5%, Mn: 0.4 to 2.0%, S: 0.03-0.1%, Cr: 5.0 to 9.0%, Mo and W are used alone or in combination (Mo + 1 / 2W): 0.5 to 2.0%, Al: 0.04 to less than 0.3%,
  • the steel ingot of the cold tool steel composed of the remaining Fe and inevitable impurities is hot-worked into a raw material, and the material is quenched and tempered to adjust the hardness to 58 to 62 HRC, and then cut.
  • a method for manufacturing a cold working mold wherein the mold is finished in the shape of a mold.
  • a method of manufacturing a cold working mold in which a material subjected to hot working is annealed and then quenched and tempered.
  • quenching is a method for manufacturing a cold working mold, which is direct quenching performed in the cooling process after the hot working.
  • the hardness after tempering is 60 HRC or more.
  • the cold tool steel according to the present invention may contain 1.0% or less of Ni, or 1.0% or less of Cu.
  • cold tool steel according to the present invention may further contain 1.0% or less of V, or further 0.5% or less of Nb.
  • the hardness is adjusted to a hardness of 60 HRC or more as well as 58 HRC or more, and the amount of undissolved carbide is further increased. Even if an alloy design with a large amount of steel is used, it is possible to obtain a cold work tool steel that greatly improves the machinability after tempering without depending on the cutting temperature. Therefore, it is possible to freely select the tempered hardness of the cold tool steel and the amount of undissolved carbide according to various functions.
  • this cold tool steel is tempered to a hardness of 58 to 62 HRC and then machined, the problems related to heat treatment deformation and refinishing can be solved, and the mold can be manufactured.
  • this is an indispensable technique for the practical application of a cold working die using pre-hardened cold tool steel.
  • Sample No. which is an example of the present invention. 3 is a digital microscope photograph showing the rake face and flank face of the cutting tool used in the cutting process of No. 3.
  • the upper side of the drawing shows the rake face, and the lower side of the drawing shows the flank face.
  • Sample No. which is an example of the present invention. 5 is a digital microscope photograph showing a rake face and a flank face of a cutting tool used in the cutting process of No. 5.
  • the upper side of the drawing shows the rake face, and the lower side of the drawing shows the flank face.
  • the upper side of the drawing shows the rake face, and the lower side of the drawing shows the flank face.
  • Sample No. which is a comparative example. 22 is a digital microscope photograph showing a rake face and a flank face of a cutting tool used for 22 cutting operations. The upper side of the drawing shows the rake face, and the lower side of the drawing shows the flank face. Sample No. which is a comparative example. A digital microscope photograph showing the rake face and flank face of a cutting tool used for 30 cutting operations. The upper side of the drawing shows the rake face, and the lower side of the drawing shows the flank face. When deposits formed on the surface of the cutting tool in FIG. 1A (Sample No.
  • FIG. 3 It is a map figure of Al, O, Mn, and S when the deposit formed on the surface of the cutting tool of Drawing 1B (sample No. 5) is analyzed by EPMA (electron beam microanalyzer), respectively. It is a map figure of Al, O, Mn, and S when the deposit formed on the surface of the cutting tool of Drawing 1C (sample No. 15) is analyzed by EPMA (electron beam microanalyzer), respectively.
  • the feature of the present invention is that the machinability after tempering depends on the cutting temperature even when a large amount of undissolved carbide is formed to improve the temper hardness and control the crystal grain size.
  • a good cold tool steel is realized, and the tempered cold tool steel is being cut.
  • Al 2 O 3 which is a high melting point oxide and high ductility interposition are used. It is to temper cold tool steel, which is a component design of a steel material, before cutting, so that a composite lubricating protective film of MnS, which is a product, is formed on the surface of the cutting tool.
  • the present inventor examined machinability improving means that can widely correspond to the component composition of cold tool steel. As a result, we focused on the effectiveness of self-lubrication. And when self-lubricating action effect using a low melting point oxide like patent document 5 was examined, it discovered that this had the subject depending on cutting temperature.
  • the low melting point oxide having self-lubricating properties is a composite oxide containing Fe and Cr that are generally contained in a large amount in a steel material. It fluctuates greatly and a stable lubricating effect cannot be obtained.
  • the steel material which can achieve the refining hardness of 60HRC or more as well as 58HRC or more and can form this composite lubricating protective film has an optimum component range, and this could be specified.
  • the present invention has been reached.
  • the component composition of the cold tool steel according to the production method of the present invention will be described.
  • C 0.6 to 1.2% by mass (hereinafter simply expressed as%)
  • C is an important element that forms carbides in the steel and imparts hardness to the cold tool steel. If the amount of C is too small, the amount of carbide formed is insufficient, and it is difficult to impart a hardness of 58 HRC or more, preferably 60 HRC or more. On the other hand, if the content is excessive, the toughness tends to decrease due to an increase in the amount of undissolved carbide when quenched. Therefore, the C content is set to 0.6 to 1.2%. Preferably they are 0.7% or more and / or 1.1% or less. 1.0% or less is more preferable.
  • Si 0.8-2.5%
  • Si is an important element that dissolves in steel and imparts hardness to cold tool steel.
  • Fe and Cr it is an element that easily forms a corundum-based oxide with Al 2 O 3.
  • Si is set to 0.8 to 2.5%.
  • they are 1.0% or more and / or 2.0% or less. 1.2% or more is more preferable.
  • Mn is an important element of the present invention, and acts as a good lubricating film on the Al 2 O 3 protective film formed on the cutting tool surface. And it is an austenite formation element, and it dissolves in steel and improves hardenability. However, if the added amount is too large, a large amount of retained austenite remains after tempering, which causes aging changes during use as a mold. Further, since the easily form a Fe and Cr and a low melting oxide, is a factor that inhibits the function of the Al 2 O 3 protective coating. Therefore, in the present invention, it was set to 0.4 to 2.0%. Preferably they are 0.6% or more and / or 1.5% or less.
  • S is an important element of the present invention, and acts as a good lubricating film on the Al 2 O 3 protective film formed on the cutting tool surface. That is, a sufficient amount of S contained in the steel material forms MnS. Then, MnS is added to ductile, for compatibility with Al 2 O 3 is good, deposited on Al 2 O 3 protective coating serves these as a good composite lubricating protective coating. Addition of 0.03% or more is necessary in order to sufficiently exhibit such a lubricating action, but since S deteriorates the toughness of steel, the upper limit is made 0.1%. Preferably it is 0.04% or more and / or 0.08% or less.
  • ⁇ Cr 5.0-9.0% Cr imparts hardness to the cold tool steel by forming M 7 C 3 carbide in the tempered structure.
  • a part of the material is present as insoluble carbide during quenching heating, and has an effect of suppressing the growth of crystal grains.
  • Cr 5.0% or more the amount of carbide
  • the ability to form a VC film by a TD process or a TiC film by a CVD process is improved.
  • Cr is an element effective in securing corrosion resistance.
  • Cr which is a main component of cold tool steel, tends to form a low melting point oxide. That is, when Cr is excessively contained, it becomes a factor that inhibits the function of the Al 2 O 3 protective film. As a result, this becomes a factor that hinders the function of the composite lubricating protective film composed of Al 2 O 3 and MnS, which is a feature of the present invention. Therefore, it is important to adjust Cr after containing a sufficient amount of Al described later. And the function of said composite lubricating protective film is exhibited by adjusting S amount corresponding to this. For this reason, it is important that the Cr content is 5.0 to 9.0%. Preferably it is 6.0% or more, More preferably, it is 7.0% or more.
  • Mo and W are single or composite (Mo + 1 / 2W): 0.5 to 2.0% Mo and W are elements that improve the hardness by precipitation strengthening (secondary hardening) of fine carbides during tempering during tempering. However, at the same time, since the decomposition of residual austenite that occurs during tempering is delayed, when it is excessively contained, residual austenite tends to remain in the tempered structure. Further, since Mo and W are expensive elements, the amount of addition should be reduced as much as possible for practical use. Therefore, the addition amount of these elements is 0.5 to 2.0% in the relational expression of (Mo + 1 / 2W).
  • Al 0.04 to less than 0.3%
  • Al is an important element of the present invention. That is, a sufficient amount of Al contained in the steel material forms Al 2 O 3 , which is a high melting point oxide, on the cutting tool surface by heat generated during the cutting process. Since the melting point of Al 2 O 3 is about 2050 ° C., which is much higher than the cutting temperature, Al 2 O 3 functions as a protective film for the cutting tool. And by containing 0.04% or more, the protective film of sufficient thickness is formed and a tool life improves. However, when a large amount of Al is added, since much Al 2 O 3 is formed as inclusions in the steel material, the machinability of the steel material is lowered. For this reason, the upper limit of the amount of Al added is less than 0.3%. Preferably they are 0.05% or more and / or 0.15% or less.
  • Ni 1.0% or less
  • Ni is an element which improves the toughness and weldability of steel.
  • tempering during tempering precipitates as Ni 3 Al and has the effect of increasing the hardness of the steel, it is effective to add it according to the amount of Al contained in the cold tool steel according to the present invention.
  • Ni is an expensive metal, and the amount to be added should be reduced as much as possible for practical use. Therefore, Ni in the present invention is preferably 1.0% or less even when added.
  • Cu 1.0% or less
  • Cu precipitates as (epsilon) -Cu in the tempering at the time of tempering, and has the effect of raising the hardness of steel.
  • Cu is an element that causes hot brittleness of a steel material. Accordingly, Cu in the present invention is preferably 1.0% or less even when added.
  • hot brittleness due to Cu can be suppressed by adding substantially the same amount of Ni, when the cold tool steel according to the present invention contains Ni, the regulation value can be relaxed according to the amount. it can.
  • V 1.0% or less
  • V has the effect of forming various carbides and increasing the hardness of the steel.
  • the formed insoluble MC carbide has an effect of suppressing the growth of crystal grains.
  • Nb which will be described later
  • the MC carbide that has not been dissolved yet during quenching heating becomes fine and uniform, and has the function of effectively suppressing crystal grain growth.
  • MC carbide is hard and causes a decrease in machinability. Therefore, in the present invention, the above-described composite lubricating protective film is formed on the tool surface at the time of cutting, which is important in that good machinability can be ensured even if many MC carbides are formed in the steel material. Has characteristics.
  • excessive V addition excessively forms coarse MC carbides and also reduces the toughness of the cold tool steel. Therefore, V is preferably 1.0% or less even when added. More preferably, it is 0.7% or less.
  • Nb 0.5% or less
  • Nb has the function which forms MC carbide
  • the content is preferably 0.5% or less. More preferably, it is 0.3% or less.
  • the present invention is characterized in that the cold work tool steel having the above composition is tempered to a hardness of 58 to 62 HRC and then cut.
  • the cold tool steel according to the present invention can stably obtain a tempered hardness of 58 HRC or higher by quenching and tempering. A hardness of 60 HRC or higher can also be achieved. And since it has excellent machinability in this high hardness state, it is not necessary to perform quenching and tempering after cutting in an annealed state. Alternatively, since it is not necessary to go through the annealing state itself, direct quenching using a cooling process after hot working the steel ingot can be applied to quenching.
  • the machinability improvement effect similar to the case where the hardening after annealing is applied can be acquired. Therefore, by using the cold tool steel according to the present invention as pre-hardened steel, heat treatment deformation due to tempering is excluded, and finishing cutting and further annealing steps related to material production are omitted. Can do.
  • the upper limit of the refining hardness is set to 62 HRC in order to sufficiently maintain mechanical properties other than the hardness of the cold tool steel and to perform the cutting process stably.
  • die which consists of the manufacturing method of the metal mold
  • the material was melted using a high frequency induction melting furnace to produce a steel ingot having the chemical components shown in Table 1. Next, hot forging was performed on these so that the forging ratio was about 10, and after cooling, annealing was performed at 860 ° C. A test for evaluating the machinability of these annealed materials after quenching by air cooling from 1030 ° C. and then tempering to a target hardness of 60 HRC by tempering twice at 500 to 540 ° C. A piece was made.
  • the machinability test was carried out by plane cutting using an insert PICOmini manufactured by Hitachi Tool Co., Ltd. as a cutting edge replaceable tool corresponding to cutting of a hard material.
  • the insert is made of cemented carbide as a base material and TiN coating is applied to the surface.
  • Cutting conditions were a cutting speed of 70 m / min, a rotation speed of 1857 / min, a feed speed of 743 mm / min, a feed amount per blade of 0.4 mm / blade, a cutting depth of 0.15 mm, a cutting width of 6 mm, and a blade count of 1. .
  • the machinability was evaluated based on the following two points. First, the formation amount of the composite lubricating protective film composed of Al 2 O 3 and MnS on the cutting tool surface was evaluated. This amount of formation was analyzed using EPMA from the rake face side at a cutting distance of 0.8 m immediately after the start of cutting, and was used as the average count number of Al and S at this time. Then, the cutting distance was extended to 8 m, and the amount of tool wear at this time was measured using an optical microscope. These evaluation results are shown in Table 2.
  • a composite lubricating protective film is formed on the surface of the cutting tool, and tool wear is suppressed. And even when Nb and V which form insoluble carbides are added, good machinability is maintained. On the other hand, the cutting of cold tool steel that does not satisfy the present invention has a larger amount of tool wear than the present invention.
  • FIGS. 2A to 2E are digital microscope photographs showing the flank and rake face of the cutting tool used in 3, 5, 15, 22, and 30, and FIGS. 2A to 2E show EPMA of the deposit formed on the surface of FIGS. (The high concentration part of each element is shown in white).
  • Table 2 sample Nos. With high average counts of Al and S were obtained. 3, 5 and 15, it was also confirmed in the EPMA analysis of FIGS. 2A to 2C that a large amount of Al and S was adhered over a wide range of the tool. In comparison with this, sample No. Sample No. 22 The average count numbers of Al and S were lower than 3, 5, and 15, and the adhesion range of Al and S was narrow.
  • sample No. 1 with a low Al and S content in the steel. No. 30 also had a low average count of these elements, and Al and S were hardly detected by EPMA analysis (most of the Fe and Cr that seemed to be transferred from the test piece were detected).
  • FIGS. 1A to 1C showing the wear state of the cutting tool
  • sample No It can be seen that deposits are remarkably adhered to the 3, 5 and 15 tool rake faces, and that tool wear is suppressed on both the flank face and the rake face. Moreover, tool wear is progressing uniformly and stably.
  • sample no. The tool wear amount of No. 22 is the sample No. The tool was close to 3 times, and chipping occurred in the tool. And sample no. The tool surface of 30 is also sample No. Like 22 the damage was severe.
  • FIGS. It is the cross-sectional TEM image which showed the deposit confirmed by the tool surface in 3, 22, and 30 with the TiN coating under it.
  • reference numeral 1 is a protective film for sample preparation
  • 2 is a deposit on cutting
  • 3 is a TiN plastic deformation region
  • 4 is a TiN undeformed region.
  • the sample Nos. The deposit of No. 3 is thicker, and as the count number decreases, the sample No. 3 increases. In 22, the deposit was thinly transferred. Sample No. At 30, almost no deposits were observed. And sample no. Like sample 3, sample no. Al 2 O 3 and MnS were also attached to the surface of the tool No. 22, but the thickness was thin and chipping occurred as described above.
  • Sample No. 3 exhibits a high lubrication protection function because the TiN coating on the tool surface, which is usually plastically deformed by frictional stress during cutting, has a thick deposit. 3 is suppressed (the plastic deformation region is the narrowest).

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Abstract

　質量％で、Ｃ：０．６～１．２％、Ｓｉ：０．８～２．５％、Ｍｎ：０．４～２．０％、Ｓ：０．０３～０．１％、Ｃｒ：５．０～９．０％、ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．５～２．０％、Ａｌ：０．０４～０．３％未満、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる冷間工具鋼の鋼塊に熱間加工を行って素材とし、該素材に焼入れ焼戻しを行って硬さを５８～６２ＨＲＣに調質した後に、切削加工を行って金型の形状に仕上げる冷間加工用金型の製造方法である。好ましくは調質後の硬さが６０ＨＲＣ以上である。冷間工具鋼は、Ｎｉを１．０％以下、Ｃｕを１．０％以下、Ｖを１．０％以下、Ｎｂを０．５％以下、さらに含有してもよい。

Description

冷間加工用金型の製造方法
　本発明は、例えば、家電、携帯電話や自動車関連部品を成形する冷間加工用金型の製造方法に関するものである。
　室温での板材の曲げ、絞り、抜きなどのプレス成形に用いられる冷間加工用金型では、その耐摩耗性を向上するために、焼入れ焼戻し（以下「調質」という。）により５５ＨＲＣ以上の硬さを達成できる鋼素材が提案されている（特許文献１ないし３）。このような高硬度の鋼素材となると、調質後に金型形状に切削加工することが困難である。そのため、通常は、鋼塊を熱間加工した後の、硬さの低い焼鈍状態で粗加工を行った後に、５５ＨＲＣ以上の使用硬さに調質する。この場合、調質により金型に熱処理変形が生じることから、調質後には、その変形分を修正するための再度の仕上げ切削加工を施して最終金型形状に整えられる。調質による金型の熱処理変形の主な原因は、焼鈍状態ではフェライト組織であった鋼素材がマルテンサイト組織へと変態することで体積が膨張するためである。
　上記の鋼素材の他に、あらかじめ使用硬さに調質して供給されるプリハードン鋼が多く提案されている。プリハードン鋼では、最終金型形状まで一括して切削加工を行った後には、調質の必要がないため、調質に起因する金型の熱処理変形を除外でき、上記の仕上げ切削加工も省略できる有効な技術である。本技術に関しては、焼入れした鋼素材中に存在する、被削性を低下させる未固溶炭化物の量を最適化することにより、５５ＨＲＣを超える調質硬さを確保しつつ優れた被削性を有する冷間工具鋼が提案されている（特許文献４）。一方、切削加工時の切削工具と鋼素材との間の摩擦によって生じる工具摩耗を抑制するために、融点が１２００℃以下の酸化物（（ＦｅＯ）２・ＳｉＯ２、Ｆｅ２ＳｉＯ４または（ＦｅＳｉ）Ｃｒ２Ｏ２とある）を形成する元素を添加し、切削加工時に発生する熱により金型表面に前記酸化物を形成することで自己潤滑性を付与した冷間工具鋼も提案されている（特許文献５）
特開２００８－１８９９８２号公報 特開２００９－１３２９９０号公報 特開２００６－１９３７９０号公報 特開２００１－３１６７６９号公報 特開２００５－２７２８９９号公報
　最近、冷間加工用金型の使用条件は厳しさを増しており、冷間工具鋼には５８ＨＲＣ以上、さらには６０ＨＲＣ以上の焼入れ焼戻し硬さを達成できることが求められている。したがって、プリハードン鋼の場合、上記の５８ＨＲＣ以上の硬さは勿論のこと、６０ＨＲＣ以上の硬さも安定して得られることができ、かつ、その高い硬さ状態で優れた被削性を有することが好ましい。特許文献４に開示される冷間工具鋼は、切削加工時の被削性と金型としての耐摩耗性を両立する優れたプリハードン鋼である。しかし、耐摩耗性については、規定される未固溶炭化物の形成量が少ないことに加えて、焼入温度も制限されていることから、６０ＨＲＣ以上の調質硬さともなると、これを得られる成分範囲は非常に限定される。そして、焼入加熱時の結晶粒成長を抑制する目的で特許文献４において添加されることが好ましいとされるＮｂやＶは、上記の焼入温度で未固溶のＭＣ炭化物を形成しやすい元素である。ＭＣ炭化物は硬質のため、特許文献４に開示される成分組成においては、調質後の被削性が著しく低下する問題がある。
　また、特許文献５に開示される冷間工具鋼は、低融点酸化物を自己潤滑皮膜として利用しているが、酸化物の融点まで切削温度が上昇しない場合には潤滑効果が得られない。そして逆に、切削温度が上昇し過ぎた場合には酸化物の粘度が著しく低下して、潤滑皮膜としての機能を果たさなくなり得るといった問題がある。
　本発明の目的は、５８ＨＲＣ以上は勿論、６０ＨＲＣ以上の高い調質硬さも安定して達成できる成分組成を基本とした上で、好ましくは未固溶炭化物の形成量をさらに増加しても、切削温度に依存せずに、調質後の被削性を飛躍的に向上した冷間工具鋼を、５８～６２ＨＲＣの調質硬さで切削加工する冷間加工用金型の製造方法を提供することである。
　本発明者は、冷間工具鋼の被削性を向上する手法を鋭意研究した。その結果、高融点酸化物であるＡｌ２Ｏ３を積極的に導入して、これと高延性介在物であるＭｎＳからなる複合潤滑保護皮膜を切削加工時の熱により切削工具の表面に形成させる手法を見いだした。そして、５８ＨＲＣ以上は勿論のこと、６０ＨＲＣ以上の調質硬さをも達成して、この複合潤滑保護皮膜を形成することが可能な鋼素材には最適な成分範囲があり、これを特定できたことで、本発明に到達した。
　すなわち、本発明は、質量％で、
Ｃ：０．６～１．２％、
Ｓｉ：０．８～２．５％、
Ｍｎ：０．４～２．０％、
Ｓ：０．０３～０．１％、
Ｃｒ：５．０～９．０％、
ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．５～２．０％、
Ａｌ：０．０４～０．３％未満、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる冷間工具鋼の鋼塊に熱間加工を行って素材とし、該素材に焼入れ焼戻しを行って硬さを５８～６２ＨＲＣに調質した後に、切削加工を行って金型の形状に仕上げることを特徴とする冷間加工用金型の製造方法である。一具体例としては、熱間加工を行った素材に、焼鈍を行った後、焼入れ焼戻しを行う冷間加工用金型の製造方法である。そして、別の一具体例としては、焼入れは、前記熱間加工後の冷却過程で行う直接焼入れである冷間加工用金型の製造方法である。好ましくは、調質後の硬さが６０ＨＲＣ以上である。
　本発明に係る冷間工具鋼は、Ｎｉを１．０％以下、あるいはさらにＣｕを１．０％以下含有してもよい。
　そして、本発明に係る冷間工具鋼は、１．０％以下のＶを、あるいはさらに０．５％以下のＮｂを、さらに含有してもよい。
　本発明によれば、多数の成分組成に広く対応できる被削性の向上手段を採用したことから、５８ＨＲＣ以上は勿論のこと、６０ＨＲＣ以上の硬さに調質して、さらに未固溶炭化物量が多い合金設計をしても、切削温度に依存せず、調質後の被削性を飛躍的に向上させた冷間工具鋼とすることができる。したがって、冷間工具鋼の調質硬さや、各種機能に応じての未固溶炭化物量を自由に選択することが可能となる。そして、この冷間工具鋼を５８～６２ＨＲＣの硬さに調質してから切削加工を行えば、熱処理変形や再度の仕上げ加工に係る課題を解決して、金型の製造が可能となるので、特にプリハードン冷間工具鋼を利用した冷間加工用金型の実用化にとって欠くことのできない技術となる。
本発明例である試料Ｎｏ．３の切削加工に用いた切削工具のすくい面および逃げ面を示したデジタルマイクロスコープ写真。図面上側がすくい面、図面下側が逃げ面を示している。 本発明例である試料Ｎｏ．５の切削加工に用いた切削工具のすくい面および逃げ面を示したデジタルマイクロスコープ写真。図面上側がすくい面、図面下側が逃げ面を示している。 本発明例である試料Ｎｏ．１５の切削加工に用いた切削工具のすくい面および逃げ面を示したデジタルマイクロスコープ写真。図面上側がすくい面、図面下側が逃げ面を示している。 比較例である試料Ｎｏ．２２の切削加工に用いた切削工具のすくい面および逃げ面を示したデジタルマイクロスコープ写真。図面上側がすくい面、図面下側が逃げ面を示している。 比較例である試料Ｎｏ．３０の切削加工に用いた切削工具のすくい面および逃げ面を示したデジタルマイクロスコープ写真。図面上側がすくい面、図面下側が逃げ面を示している。 図１Ａ（試料Ｎｏ．３）の切削工具の表面に形成された付着物をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）分析したときのそれぞれＡｌ(左上)、Ｏ（右上）、Ｍｎ（左下）、Ｓ（右下）のマップ図である。 図１Ｂ（試料Ｎｏ．５）の切削工具の表面に形成された付着物をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）分析したときのそれぞれＡｌ、Ｏ、Ｍｎ、Ｓのマップ図である。 図１Ｃ（試料Ｎｏ．１５）の切削工具の表面に形成された付着物をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）分析したときのそれぞれＡｌ、Ｏ、Ｍｎ、Ｓのマップ図である。 図１Ｄ（試料Ｎｏ．２２）の切削工具の表面に形成された付着物をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）分析したときのそれぞれＡｌ、Ｏ、Ｍｎ、Ｓのマップ図である。 図１Ｅ（試料Ｎｏ．３０）の切削工具の表面に形成された付着物をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）分析したときのそれぞれＡｌ、Ｏ、Ｍｎ、Ｓのマップ図である。 図２Ａ（試料Ｎｏ．３）の付着物を、ＴｉＮコーティングとともに示した断面ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）写真である。 図２Ｄ（試料Ｎｏ．２２）の付着物を、ＴｉＮコーティングとともに示した断面ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）写真である。 図２Ｅ（試料Ｎｏ．３０）の付着物を、ＴｉＮコーティングとともに示した断面ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）写真である。
　本発明の特徴は、調質硬さを向上した上で、さらに結晶粒径の制御などのために未固溶炭化物を多く形成した場合でも、調質後の被削性が切削温度に依存せず良好な冷間工具鋼を実現し、この調質後の冷間工具鋼を切削加工するところにある。具体的には、５８ＨＲＣ以上、好ましくは６０ＨＲＣ以上の調質硬さをも得られることに加えて、切削工具の摩耗を抑制するために、高融点酸化物であるＡｌ２Ｏ３と高延性介在物であるＭｎＳの複合潤滑保護皮膜が切削工具の表面に形成されるように、鋼素材を成分設計した冷間工具鋼を、切削加工の前に調質することである。
　まず、本発明者は、冷間工具鋼の成分組成に広く対応し得る被削性の向上手段を検討した。その結果、自己潤滑性の有効性に注目した。そして、特許文献５のような低融点酸化物を利用した自己潤滑性の作用効果について検討したところ、これには切削温度に依存した課題があることをつきとめた。つまり、自己潤滑性を有する低融点酸化物は、一般的に鋼素材中に大量に含まれるＦｅやＣｒを含む複合酸化物であるため、切削温度の変動によって複合酸化物の成分や形成量が大きく変動し、安定した潤滑効果を得られない。
　そこで、本発明では、低融点酸化物を利用しないで冷間工具鋼の被削性を向上する手法を鋭意研究したところ、逆に高融点酸化物であるＡｌ２Ｏ３を積極的に導入して、これと高延性介在物であるＭｎＳからなる複合潤滑保護皮膜を切削加工時の熱により切削工具の表面に形成させる手法を見いだした。この複合潤滑保護皮膜は、広範囲の切削温度に対応して効果が変動せず、しかもＮｂやＶといった硬質のＭＣ炭化物を形成する元素を添加した場合でも良好な被削性を確保できる。そして、５８ＨＲＣ以上は勿論のこと、６０ＨＲＣ以上の調質硬さをも達成して、この複合潤滑保護皮膜を形成することが可能な鋼素材には最適な成分範囲があり、これを特定できたことで、本発明に到達した。以下、本発明の製造方法に係る冷間工具鋼の成分組成について説明する。
・Ｃ：０．６～１．２質量％（以下、単に％と表記）
　Ｃは、鋼中で炭化物を形成し、冷間工具鋼に硬さを付与する重要な元素である。Ｃが少なすぎると形成される炭化物量が不足し、５８ＨＲＣ以上、好ましくは６０ＨＲＣ以上の硬さを付与することが困難である。一方、過多の含有は、焼入れしたときの未固溶炭化物量の増加により靱性が低下しやすい。よって、Ｃの含有量は０．６～１．２％とした。好ましくは０．７％以上および／または１．１％以下である。１．０％以下がさらに好ましい。
・Ｓｉ：０．８～２．５％
　Ｓｉは、鋼中に固溶して、冷間工具鋼に硬さを付与する重要な元素である。また、ＦｅやＣｒよりも酸化傾向が強いことに加えて、Ａｌ２Ｏ３とコランダム系の酸化物を形成しやすい元素であるため、本発明では酸化物を低融点化するＦｅ系酸化物やＣｒ系酸化物の形成を抑制し、Ａｌ２Ｏ３保護皮膜の形成を促進する重要な作用がある。しかし、多すぎると焼入れ性や靱性が著しく低下する。よって、Ｓｉは０．８～２．５％とした。好ましくは１．０％以上および／または２．０％以下である。１．２％以上がさらに好ましい。
・Ｍｎ：０．４～２．０％
　Ｍｎは、本発明の重要な元素であり、切削工具表面に形成されたＡｌ２Ｏ３保護皮膜上で良好な潤滑皮膜として作用する。そして、オーステナイト形成元素であり、鋼中に固溶して焼入れ性を向上する。しかし、添加量が多すぎると調質後に残留オーステナイトが多く残り、金型として使用時の経年変寸の原因となる。また、ＦｅやＣｒと低融点酸化物を形成しやすいため、Ａｌ２Ｏ３保護皮膜の機能を阻害する要因となる。よって、本発明では０．４～２．０％とした。好ましくは０．６％以上および／または１．５％以下である。
・Ｓ：０．０３～０．１％
　Ｓは、本発明の重要な元素であり、切削工具表面に形成されたＡｌ２Ｏ３保護皮膜上で良好な潤滑皮膜として作用する。つまり、鋼素材中に含まれる十分量のＳは、ＭｎＳを形成する。そして、ＭｎＳは延性に富むことに加え、Ａｌ２Ｏ３との馴染みが良いため、Ａｌ２Ｏ３保護皮膜上に堆積して、これらが良好な複合潤滑保護皮膜としての役割を果たす。このような潤滑作用が十分に発揮されるためには０．０３％以上の添加が必要であるが、Ｓは鋼の靱性を劣化させるため、上限は０．１％とする。好ましくは０．０４％以上および／または０．０８％以下である。
・Ｃｒ：５．０～９．０％
　Ｃｒは、調質後の組織中にＭ７Ｃ３炭化物を形成することで、冷間工具鋼に硬さを付与する。また、焼入加熱時に一部は未固溶炭化物として存在して、結晶粒の成長を抑制する効果がある。そして、Ｃｒを５．０％以上とすることで、形成される炭化物量が多くなり、５８ＨＲＣ以上、好ましくは６０ＨＲＣ以上の硬さを十分に達成することができる。さらに、冷間加工用金型としたときの表面には、各種の被覆処理を行う場合、ＴＤ処理によるＶＣ皮膜やＣＶＤ処理によるＴｉＣ皮膜の形成能が向上する。また、Ｃｒは耐食性を確保する上で有効な元素である。
　一方、冷間工具鋼の主要成分であるＣｒは、低融点酸化物を形成しやすい。つまり、Ｃｒは過多に含有されると、Ａｌ２Ｏ３保護皮膜の機能を阻害する要因となる。この結果、本発明の特徴とするＡｌ２Ｏ３とＭｎＳからなる複合潤滑保護皮膜の機能を阻害する要因となる。したがって、Ｃｒは、後述する十分量のＡｌを含有した上で、調整することが重要である。そして、これに見合ったＳ量の調整を行ったことで、上記の複合潤滑保護皮膜の機能が発揮される。このため、Ｃｒは５．０～９．０％とすることが重要である。好ましくは６．０％以上、さらに好ましくは７．０％以上である。
・ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．５～２．０％
　ＭｏおよびＷは、調質時の焼戻しにおいて、微細炭化物の析出強化（二次硬化）により硬さを向上させる元素である。しかし同時には、焼戻しで起こる残留オーステナイトの分解を遅滞させるため、過多に含有すると、調質後の組織に残留オーステナイトが残りやすい。また、ＭｏやＷは高価な元素であるため、実用化する上では添加量を極力低減すべきである。よって、これら元素の添加量は（Ｍｏ＋１／２Ｗ）の関係式で０．５～２．０％とする。
・Ａｌ：０．０４～０．３％未満
　Ａｌは、本発明の重要な元素である。つまり、鋼素材中に含まれる十分量のＡｌは、切削加工時に発生する熱によって高融点酸化物であるＡｌ２Ｏ３を切削工具表面に形成する。Ａｌ２Ｏ３の融点は約２０５０℃であり、これは切削温度よりも遥かに高いため、Ａｌ２Ｏ３は切削工具の保護皮膜として機能する。そして、０．０４％以上を含有することで、十分な厚さの保護皮膜が形成され、工具寿命が改善する。しかし、Ａｌを多量に添加した場合は、鋼素材中にＡｌ２Ｏ３が介在物として多く形成されるため、鋼素材の被削性がかえって低下する。このため、Ａｌ添加量の上限は０．３％未満とする。好ましくは０．０５％以上および／または０．１５％以下である。
・好ましくは、Ｎｉ：１．０％以下
　Ｎｉは、鋼の靱性や溶接性を改善する元素である。また、調質時の焼戻しではＮｉ３Ａｌとして析出し、鋼の硬さを高める効果があるので、本発明に係る冷間工具鋼が含有するＡｌ量に応じて添加することは有効である。ただし、Ｎｉは高価な金属であり、実用化する上では添加量を極力低減すべきである。そのため、本発明におけるＮｉは、添加する場合でも１．０％以下が好ましい。
・好ましくは、Ｃｕ：１．０％以下
　Ｃｕは、調質時の焼戻しにおいてε-Ｃｕとして析出し、鋼の硬さを高める効果がある。ただし、Ｃｕは鋼素材の熱間脆性を引き起こす元素である。よって、本発明におけるＣｕは、添加する場合でも１．０％以下が好ましい。なお、Ｃｕによる熱間脆性は、ほぼ同量のＮｉを添加することで抑制できるため、本発明に係る冷間工具鋼がＮｉを含む場合は、該量に応じて規制値を緩和することができる。
・好ましくは、Ｖ：１．０％以下
　Ｖは、種々の炭化物を形成して、鋼の硬さを高める効果がある。また、形成された未固溶のＭＣ炭化物は、結晶粒の成長を抑制する効果がある。そして特に、後述のＮｂと複合添加することで、焼入加熱時に未固溶のＭＣ炭化物が微細かつ均一となり、結晶粒成長を効果的に抑制する働きがある。一方、ＭＣ炭化物は硬質であり、被削性を低下させる原因となる。そこで本発明では、上述した複合潤滑保護皮膜を切削加工時の工具表面に形成させたことで、鋼素材中に多くのＭＣ炭化物を形成しても良好な被削性を確保できる点に重要な特徴を有する。ただし、過多のＶ添加は、粗大なＭＣ炭化物を過剰に形成して、冷間工具鋼の靱性も低下させる。そのため、Ｖは添加する場合でも１．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．７％以下である。
・好ましくは、Ｎｂ：０．５％以下
　Ｎｂは、ＭＣ炭化物を形成して、結晶粒の粗大化を抑える働きがある。ただし、過多に添加すると、粗大なＭＣ炭化物が過剰に形成されて、鋼の靱性が低下する。そのため、添加する場合でも０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．３％以下である。
　そして、本発明は、上記の成分組成でなる冷間工具鋼を５８～６２ＨＲＣの硬さに調質してから、切削加工を行うところに特徴を有する。本発明に係る冷間工具鋼は、焼入れ焼戻しによって５８ＨＲＣ以上の調質硬さを安定して得ることができる。６０ＨＲＣ以上の硬さも達成が可能である。そして、この高い硬さの状態で、優れた被削性を有するので、わざわざ焼鈍状態で切削加工をしてから、焼入れ焼戻しを行う必要がない。あるいは、焼鈍状態自体を経る必要がないので、焼入れには、鋼塊を熱間加工した後の冷却過程を利用した直接焼入れを適用できる。そして、この直接焼入れを適用した場合であっても、焼鈍後の焼入れを適用した場合と同様の被削性改善効果を得ることができる。したがって、本発明に係る冷間工具鋼は、プリハードン鋼として用いることで、調質に起因する熱処理変形が除外され、仕上げ切削加工と、さらには素材の製造に係る焼鈍工程等をも省略することができる。なお、本発明では、冷間工具鋼の硬さ以外の機械的特性も十分に維持することと、切削加工を安定して行うために、調質硬さの上限を６２ＨＲＣとしている。
　また、本発明の冷間加工用金型の製造方法からなる金型は、優れた寸法精度と耐摩耗性を有するが、表面ＰＶＤ処理を行うことで、高い寸法精度を維持しつつ耐摩耗性をさらに向上することも可能である。
　高周波誘導溶解炉を使用して材料を溶解し、表１に示す化学成分を有した鋼塊を作製した。次に、これらに対して、鍛造比が１０程度になるように熱間鍛造を行い、冷却後、８６０℃で焼鈍を行った。そして、これらの焼鈍材に１０３０℃からの空冷による焼入れ処理を行った後、５００～５４０℃で２回の焼戻し処理により６０ＨＲＣの狙い硬さに調質し、被削性を評価するための試験片を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　被削性試験は、高硬度材の切削に対応した刃先交換式工具として日立ツール株式会社製インサートＰＩＣＯｍｉｎｉを用いた平面切削により実施した。インサートは、超硬合金を母材とし、表面にＴｉＮコーティングを施したものである。切削条件は、切削速度７０ｍ／ｍｉｎ、回転数１８５７／ｍｉｎ、送り速度７４３ｍｍ／ｍｉｎ、一刃当たりの送り量０．４ｍｍ／刃、切込み深さ０．１５ｍｍ、切込み幅６ｍｍ、刃数１とした。
　被削性の評価は、次の２点をもとに行った。まず、切削工具表面におけるＡｌ２Ｏ３とＭｎＳからなる複合潤滑保護皮膜の形成量を評価した。この形成量は、切削開始直後の切削距離０．８ｍの段階で、インサートをすくい面側からＥＰＭＡを用いて分析し、このときのＡｌおよびＳの平均カウント数とした。そして、切削距離を８ｍまで延長して、このときの工具摩耗量を、光学顕微鏡を用いて実測した。これらの評価結果を表２に示す。
　本発明に係る冷間工具鋼の切削加工は、切削工具表面に複合潤滑保護皮膜が形成され、工具摩耗が抑制されている。そして、未固溶炭化物を形成するＮｂやＶが添加された場合でも、良好な被削性が維持されている。これに対して、本発明を満たさない冷間工具鋼の切削加工は、本発明に比べて工具摩耗量が多い。
　図１Ａ～Ｅは、それぞれ試料Ｎｏ．３、５、１５、２２、３０で用いた切削工具の逃げ面およびすくい面を示したデジタルマイクロスコープ写真であり、図２Ａ～Ｅは、図１Ａ～Ｅの表面に形成された付着物のＥＰＭＡによる分析結果である（各元素の高濃度部は白色で示されている）。表２でＡｌおよびＳの平均カウント数が高かった試料Ｎｏ．３、５、１５は、図２Ａ～ＣのＥＰＭＡ分析においてもＡｌとＳが工具の広範囲に渡って多く付着していることが確認された。これに比べて、冷間工具鋼のＡｌ量が低い試料Ｎｏ．２２は、試料Ｎｏ．３、５、１５よりもＡｌおよびＳの平均カウント数が低く、ＡｌやＳの付着範囲も狭かった。なお、もとより鋼中のＡｌおよびＳ含有量が少ない試料Ｎｏ．３０は、これら元素の平均カウント数も低く、ＥＰＭＡ分析でＡｌおよびＳがほとんど検出されなかった（検出されたのは、試験片から移ったと思われるＦｅおよびＣｒが殆どであった）。
　そして、切削工具の摩耗状態を示した図１Ａ～Ｃでは、上記の結果に対応して、試料Ｎｏ．３、５、１５の工具すくい面には付着物が顕著に付着しており、工具摩耗が逃げ面、すくい面の両方で抑制されていることがわかる。また、工具摩耗は均一にかつ安定して進んでいる。これに対して、試料Ｎｏ．２２の工具摩耗量は、試料Ｎｏ．３の倍近くであり、工具にはチッピングも発生していた。そして、試料Ｎｏ．３０の工具表面も、試料Ｎｏ．２２に同様、損傷が激しかった。
　さらに図３Ａ～Ｃは、それぞれ試料Ｎｏ．３、２２、３０における工具表面に確認された付着物を、その下にあるＴｉＮコーティングとともに示した断面ＴＥＭ像である。図中の符合１は試料調製のための保護膜、２は切削時の付着物、３はＴｉＮ塑性変形領域、４はＴｉＮ未変形領域を示す。上記の結果に即しては、やはりＡｌおよびＳの平均カウント数が高かった試料Ｎｏ．３の付着物は厚く、同カウント数が低くなるに従い、試料Ｎｏ．２２では付着物が薄く移行した。試料Ｎｏ．３０では、付着物は殆ど観察されなかった。そして、試料Ｎｏ．３と同様、試料Ｎｏ．２２の工具表面にもＡｌ２Ｏ３とＭｎＳが付着していたが、その厚さは薄く、チッピングが発生したことは上記の通りである。試料Ｎｏ．３の付着物が高い潤滑保護機能を発揮していることは、切削加工時の摩擦応力によって通常は塑性変形する工具表面のＴｉＮコーティングが、付着物が厚い試料Ｎｏ．３では抑えられている（塑性変形領域が最も狭い）ことからわかる。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．６～１．２％、
    Ｓｉ：０．８～２．５％、
    Ｍｎ：０．４～２．０％、
    Ｓ：０．０３～０．１％、
    Ｃｒ：５．０～９．０％、
    ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．５～２．０％、
    Ａｌ：０．０４～０．３％未満、
    残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる冷間工具鋼の鋼塊に熱間加工を行って素材とし、
    　前記素材に焼入れ焼戻しを行って硬さを５８～６２ＨＲＣに調質した後に、
    　切削加工を行って金型の形状に仕上げることを特徴とする冷間加工用金型の製造方法。
  2. 　前記熱間加工を行った素材に、焼鈍を行った後、前記焼入れ焼戻しを行うことを特徴とする請求項１に記載の冷間加工用金型の製造方法。
  3. 　前記焼入れは、前記熱間加工後の冷却過程で行う直接焼入れであることを特徴とする請求項１に記載の冷間加工用金型の製造方法。
  4. 　前記冷間工具鋼は、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下をさらに含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の冷間加工用金型の製造方法。
  5. 　前記冷間工具鋼は、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下をさらに含有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の冷間加工用金型の製造方法。
  6. 　前記冷間工具鋼は、質量％で、Ｖ：１．０％以下をさらに含有することを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の冷間加工用金型の製造方法。
  7. 　前記冷間工具鋼は、質量％で、Ｎｂ：０．５％以下をさらに含有することを特徴とする請求項１ないし６のいずれかに記載の冷間加工用金型の製造方法。
  8. 　調質後の硬さが６０ＨＲＣ以上であることを特徴とする請求項１ないし７のいずれかに記載の冷間加工用金型の製造方法。
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Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103834872A (zh) * 2012-11-26 2014-06-04 天工爱和特钢有限公司 高耐磨性模具钢
WO2014156487A1 (ja) 2013-03-29 2014-10-02 日立金属株式会社 金型用鋼素材およびその製造方法、金型用プリハードン鋼材の製造方法、冷間加工用金型の製造方法
JPWO2014030619A1 (ja) * 2012-08-20 2016-07-28 日立金属株式会社 冷間工具鋼の切削方法及び冷間金型材料の製造方法
JP2016156081A (ja) * 2015-02-26 2016-09-01 大同特殊鋼株式会社 合金工具鋼
KR101828228B1 (ko) * 2014-09-26 2018-02-09 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 냉간 공구 재료 및 냉간 공구의 제조 방법
KR101852316B1 (ko) 2016-03-18 2018-04-25 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 냉간 공구 재료 및 냉간 공구의 제조 방법

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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016152406A1 (ja) * 2015-03-26 2016-09-29 日立金属株式会社 冷間工具およびその製造方法
CN105945160A (zh) * 2016-05-25 2016-09-21 南京工业职业技术学院 一种圆孔冲头加工工艺
CN107937819A (zh) * 2017-11-18 2018-04-20 蚌埠市宏大制药机械有限公司 一种用于模具制造的高品质原料
CN107937837A (zh) * 2017-11-18 2018-04-20 蚌埠市宏大制药机械有限公司 一种高性能制药模具的制造方法
CN110656281A (zh) * 2018-06-29 2020-01-07 宝钢特钢有限公司 一种高硬模具钢及其制备方法
CN109913751B (zh) * 2019-03-13 2020-11-06 江西耐普矿机股份有限公司 适用于大型半自磨机衬板的高强韧性贝氏体耐磨钢及其制备方法
CN110016617B (zh) * 2019-05-08 2021-05-04 上海大学 一种冷作模具钢及其制备方法
JP2022144437A (ja) * 2021-03-19 2022-10-03 大同特殊鋼株式会社 Ｆｅ基合金及び金属粉末
CN117660734B (zh) * 2024-01-31 2024-06-04 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 一种冷作模具钢表面强化处理方法及冷作模具钢
EP4703492A1 (en) 2024-08-29 2026-03-04 voestalpine BÖHLER Edelstahl GmbH & Co KG Tool steel having low adhesive wear during workpiece machining

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001316769A (ja) 2000-05-10 2001-11-16 Daido Steel Co Ltd 冷間工具鋼
JP2005272899A (ja) 2004-03-23 2005-10-06 Nippon Koshuha Steel Co Ltd 自己潤滑性を有する工具鋼
JP2006169624A (ja) * 2004-11-18 2006-06-29 Hitachi Metals Ltd 変寸抑制特性および耐カジリ性に優れた冷間ダイス鋼
JP2006193790A (ja) 2005-01-14 2006-07-27 Daido Steel Co Ltd 冷間工具鋼
JP2007002333A (ja) * 2005-05-26 2007-01-11 Hitachi Metals Ltd 優れた自己潤滑特性を有するプレス金型
JP2008189982A (ja) 2007-02-02 2008-08-21 Daido Steel Co Ltd 工具鋼
JP2009132990A (ja) 2007-10-31 2009-06-18 Daido Steel Co Ltd 合金工具鋼及びその製造方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000212700A (ja) * 1998-11-20 2000-08-02 Hitachi Metals Ltd 溶接性に優れた金型
JP4487257B2 (ja) * 2004-11-29 2010-06-23 日立金属株式会社 変寸抑制特性に優れた冷間ダイス鋼
US20100074792A1 (en) * 2006-10-17 2010-03-25 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Cold work die steel, die, and method for production of cold work die steel
CN101528962A (zh) * 2006-10-17 2009-09-09 株式会社神户制钢所 冷加工模具钢、模具和用于制造冷加工模具钢的方法
JP5143531B2 (ja) * 2007-11-13 2013-02-13 株式会社神戸製鋼所 冷間金型用鋼および金型
CN102209798B (zh) * 2009-05-22 2013-10-30 新日铁住金株式会社 切削工具寿命优良的机械结构用钢及其切削方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001316769A (ja) 2000-05-10 2001-11-16 Daido Steel Co Ltd 冷間工具鋼
JP2005272899A (ja) 2004-03-23 2005-10-06 Nippon Koshuha Steel Co Ltd 自己潤滑性を有する工具鋼
JP2006169624A (ja) * 2004-11-18 2006-06-29 Hitachi Metals Ltd 変寸抑制特性および耐カジリ性に優れた冷間ダイス鋼
JP2006193790A (ja) 2005-01-14 2006-07-27 Daido Steel Co Ltd 冷間工具鋼
JP2007002333A (ja) * 2005-05-26 2007-01-11 Hitachi Metals Ltd 優れた自己潤滑特性を有するプレス金型
JP2008189982A (ja) 2007-02-02 2008-08-21 Daido Steel Co Ltd 工具鋼
JP2009132990A (ja) 2007-10-31 2009-06-18 Daido Steel Co Ltd 合金工具鋼及びその製造方法

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPWO2014030619A1 (ja) * 2012-08-20 2016-07-28 日立金属株式会社 冷間工具鋼の切削方法及び冷間金型材料の製造方法
CN103834872A (zh) * 2012-11-26 2014-06-04 天工爱和特钢有限公司 高耐磨性模具钢
WO2014156487A1 (ja) 2013-03-29 2014-10-02 日立金属株式会社 金型用鋼素材およびその製造方法、金型用プリハードン鋼材の製造方法、冷間加工用金型の製造方法
JP2016106176A (ja) * 2013-03-29 2016-06-16 日立金属株式会社 金型用プリハードン鋼材の製造方法および冷間加工用金型の製造方法
EP2979772A4 (en) * 2013-03-29 2016-10-12 Hitachi Metals Ltd METAL MATERIAL FOR A MATRIZE AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF, METHOD FOR PRODUCING A PRE-HARDENED STEEL PRODUCT FOR A MATRIZE AND METHOD FOR PRODUCING A COLD FORMING MATRIZE
JP6032582B2 (ja) * 2013-03-29 2016-11-30 日立金属株式会社 金型用鋼素材の製造方法
KR101828228B1 (ko) * 2014-09-26 2018-02-09 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 냉간 공구 재료 및 냉간 공구의 제조 방법
JP2016156081A (ja) * 2015-02-26 2016-09-01 大同特殊鋼株式会社 合金工具鋼
KR101852316B1 (ko) 2016-03-18 2018-04-25 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 냉간 공구 재료 및 냉간 공구의 제조 방법
US10407747B2 (en) 2016-03-18 2019-09-10 Hitachi Metals, Ltd. Cold working tool material and cold working tool manufacturing method

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