JP2022118887A - 表面処理特性に優れた冷間工具鋼および工具 - Google Patents
表面処理特性に優れた冷間工具鋼および工具 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】 靭性や耐剥離性といった表面処理特性に優れた冷間工具鋼の提供。【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．７～１．０％、Ｓｉ：０．３～１．０％、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：３．５～９．０％、Ｍｏ：１．５～６．０％、Ｗ：８．０％以下、Ｖ及びＮｂ：Ｖ＋Ｎｂ／２で０．２～２．０％、Ｎ：５００ｐｐｍ未満、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、式Ｓ（２．０Ｃｒ＋１４．０Ｍｏ＋３．３Ｗ＋６．７（Ｖ＋Ｎｂ／２））の値が３５以上、式Ｉ（７０Ｓｉ－Ｃｒ＋６３Ｍｏ－１５３Ｖ＋２３Ｗ）の値が１５０以上の鋼を、さらに焼入焼戻しされた状態で鋼材硬さが５８ＨＲＣ以上である、冷間工具鋼。【選択図】なし
Description
本発明は、冷間工具鋼と、この冷間工具鋼を基材に窒化とＰＶＤ法(物理気相蒸着法)による表面処理を施した金型及び工具に関する。
各種部材の軽量化や生産効率の向上を目的として、被加工材の高硬度化やニアネットシェイプ化が進展している。これに伴って、冷間金型および工具には、さらなる耐久力の向上が求められている。
冷間工具鋼を基材とする金型にて飛躍的に耐久性を高める手法として、まず工具鋼に窒化を施して表面硬さを高め、さらにその上にＰＶＤにて硬質膜をコーティングさせる方法がある。
この際、窒化層の硬さが低いと、使用中に窒化層が変形しＰＶＤ処理膜が早期に剥離し、期待した耐久性が得られなくなる。
一方、窒化層が高硬度の場合も、窒化層内の硬度変化の勾配が急であると、窒化層と基材の工具鋼との境界に負荷が集中して剥離し、ＰＶＤ処理膜ごと欠落してしまい、期待する耐久性が得らなくなるという問題があった。
この際、窒化層の硬さが低いと、使用中に窒化層が変形しＰＶＤ処理膜が早期に剥離し、期待した耐久性が得られなくなる。
一方、窒化層が高硬度の場合も、窒化層内の硬度変化の勾配が急であると、窒化層と基材の工具鋼との境界に負荷が集中して剥離し、ＰＶＤ処理膜ごと欠落してしまい、期待する耐久性が得らなくなるという問題があった。
出願人は、成分元素やその比率、そして結晶粒度を制御することによって、窒化の効果を有効に活用できる窒化処理に適したマトリクスハイス鋼を発明している（特許文献１参照。）。
また、所定の成分の鋼を工具に成形し、その表面を窒化処理した後に、ＰＶＤ法又はＣＶＤ法による表面改質で形成した硬質被膜を形成する工具鋼が提案されている（特許文献２参照。）。この提案では硬質膜の密着性向上のためにＡｌが含有されている。
もっとも、前述の特許文献１では窒化層内の硬さ勾配までは考慮していない。また特許文献２も、窒化後の表面硬さや窒化深さ、また窒化層内の硬さ勾配については十分な考慮がなされておらず、ＰＶＤなどの硬質皮膜の剥離が生じる場合があった。
冷間加工用の金型では、ＰＶＤ処理膜の密着性を向上させるために、母材をプラズマ窒化処理して、母材の表面に化合物層のない窒化層を形成して硬化させたうえで、硬化被膜を付与することが有効と考えられる。
もっとも、窒化層の硬さが低いと、使用中に窒化層が変形し、ＰＶＤ処理膜が早期に剥離してしまう。一方、窒化層が高硬度であっても、窒化層内硬度変化が急だと、冷間加工時の応力で母材が変形したときに窒化層がその変形に追随できず、窒化層と母材の境界で剥離し、ＰＶＤ処理膜ごと欠落する場合があった。
もっとも、窒化層の硬さが低いと、使用中に窒化層が変形し、ＰＶＤ処理膜が早期に剥離してしまう。一方、窒化層が高硬度であっても、窒化層内硬度変化が急だと、冷間加工時の応力で母材が変形したときに窒化層がその変形に追随できず、窒化層と母材の境界で剥離し、ＰＶＤ処理膜ごと欠落する場合があった。
そこで、本発明は、工具や金型表面に形成されたＰＶＤによる硬質皮膜と高い密着性を有して被膜の剥離を抑制する冷間工具鋼の提供、及びこの冷間工具鋼を母材に用いて表面にＰＶＤによる硬質皮膜が形成された金型や工具を提供することを目的としている。すなわち、靭性や耐剥離性といった表面処理特性に優れた冷間工具鋼の提供を目的とする。
発明者らは鋭意開発を進めた結果、合金成分範囲、式、硬さ、さらに窒化した場合の表面硬さ、窒化層深さ、窒化層硬度変化を規定することで、ＰＶＤ処理等にて成膜した硬質膜と高い密着性を有する鋼および金型、工具が得られることを見出した。
すなわち、本発明の課題を解決するための第１の手段は、
質量％で、Ｃ：０．７～１．０％、Ｓｉ：０．３～１．０％、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：３．５～９．０％、Ｍｏ：１．５～６．０％、Ｗ：８．０％以下、Ｖ及びＮｂ：Ｖ＋Ｎｂ／２で０．２～２．０％、Ｎ：５００ｐｐｍ未満、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、式ＳのＳ値が３５以上、式ＩのＩ値が１５０以上の鋼を、さらに焼入焼戻しされた状態で鋼材硬さが５８ＨＲＣ以上である、冷間工具鋼。
式Ｓ：Ｓ＝２．０Ｃｒ＋１４．０Ｍｏ＋３．３Ｗ＋６．７（Ｖ＋Ｎｂ／２）
式Ｉ：Ｉ＝７０Ｓｉ－Ｃｒ＋６３Ｍｏ－１５３Ｖ＋２３Ｗ
但し、式の元素記号には当該成分の％値を代入する。
質量％で、Ｃ：０．７～１．０％、Ｓｉ：０．３～１．０％、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：３．５～９．０％、Ｍｏ：１．５～６．０％、Ｗ：８．０％以下、Ｖ及びＮｂ：Ｖ＋Ｎｂ／２で０．２～２．０％、Ｎ：５００ｐｐｍ未満、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、式ＳのＳ値が３５以上、式ＩのＩ値が１５０以上の鋼を、さらに焼入焼戻しされた状態で鋼材硬さが５８ＨＲＣ以上である、冷間工具鋼。
式Ｓ：Ｓ＝２．０Ｃｒ＋１４．０Ｍｏ＋３．３Ｗ＋６．７（Ｖ＋Ｎｂ／２）
式Ｉ：Ｉ＝７０Ｓｉ－Ｃｒ＋６３Ｍｏ－１５３Ｖ＋２３Ｗ
但し、式の元素記号には当該成分の％値を代入する。
その第２の手段は、第１の手段に記載の冷間工具鋼に、さらに窒化層が表層に形成されたものであって、窒化層の最表面から３０μｍの深さでの硬さが８００ＨＶ以上、その窒化層深さが６０μｍ以上、窒化層の最表面から３０μｍ位置と６０μｍ位置とでの硬度変化が７５ＨＶ以内である、窒化層を備えた冷間工具鋼である。
その第３の手段は、第１又は第２の手段の冷間工具鋼を母材として、表層にさらにＰＶＤ法で形成された硬質被膜を備える金型である。
その第４の手段は、第１又は第２の手段の冷間工具鋼を母材として、表層にさらにＰＶＤ法で形成された硬質被膜を備える工具である。
本発明の冷間工具鋼を母材とすると、冷間工具鋼としての靭性と硬さといった母材の特性を備え、さらに表層にＰＶＤによる硬質被膜を形成すると、表面硬さが確保され、また表面での急激な硬度変化が抑制されるので、ＰＶＤ硬質皮膜の剥離や欠落が抑制されることとなる。母材表層に窒化層を形成したうえに、ＰＶＤ硬質被膜を形成させた金型や工具は、硬質被膜との密着性に優れ、急激な硬度変化も抑制され、剥離や欠落がより抑制されることとなる。すなわち、本発明の冷間工具鋼を母材として表層にＰＶＤの硬質被膜を形成させたものは、シャルピー衝撃試験でシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上で、スクラッチ試験による剥離臨界荷重も８０Ｎ以上であるから、靭性、耐剥離性のいずれにも優れるものとなる。
本発明を実施するための形態の説明に先立って、本願の手段における鋼の化学成分を規定する理由、式Ｓ及び式Ｉの値を規定する理由、焼入焼戻し後の鋼材硬さ、窒化層の硬さ、窒化層の硬度変化を規定する理由について説明する。
なお、以下の化学成分における％は質量％である。
なお、以下の化学成分における％は質量％である。
Ｃ：０．７～１．０％
Ｃは、鋼中への固溶および炭化物形成にて工具鋼に必要な高硬度を付与させるのに必須の元素である。工具としての硬度を得るためには、少なくともＣは０．７％は必要である。もっとも、Ｃが１．０％を超えると、粗大炭化物を多く形成し易くなり、鋼材自体の靭性と基材と膜との密着性を低下させる。そこで、Ｃは０．７～１．０％、好ましくは、Ｃは０．７～０．９％である。
Ｃは、鋼中への固溶および炭化物形成にて工具鋼に必要な高硬度を付与させるのに必須の元素である。工具としての硬度を得るためには、少なくともＣは０．７％は必要である。もっとも、Ｃが１．０％を超えると、粗大炭化物を多く形成し易くなり、鋼材自体の靭性と基材と膜との密着性を低下させる。そこで、Ｃは０．７～１．０％、好ましくは、Ｃは０．７～０．９％である。
Ｓｉ：０．３～１．０％
Ｓｉは製鋼での脱酸効果、焼入性、固溶強化に寄与する。そのためには少なくともＳｉは０．３％以上必要である。もっとも、Ｓｉが１．０％を超えると靭性が低下する。そこで、Ｓｉは０．３～１．０％とする。好ましくは、Ｓｉは０．４～１．０％である。
Ｓｉは製鋼での脱酸効果、焼入性、固溶強化に寄与する。そのためには少なくともＳｉは０．３％以上必要である。もっとも、Ｓｉが１．０％を超えると靭性が低下する。そこで、Ｓｉは０．３～１．０％とする。好ましくは、Ｓｉは０．４～１．０％である。
Ｍｎ：０．５％以下
Ｍｎは、０．５％を超えると残留オーステナイトの増大や偏析帯の形成を促して靭性、変寸異方性を悪化させる。そこで、Ｍｎは０．５％以下とする。
Ｍｎは、０．５％を超えると残留オーステナイトの増大や偏析帯の形成を促して靭性、変寸異方性を悪化させる。そこで、Ｍｎは０．５％以下とする。
Ｃｒ：３．５～９．０％
Ｃｒは、焼入性の向上と焼戻硬さの確保に必要な元素である。もっとも、Ｃｒが３．５％未満ではこれらの効果が不十分である。他方、Ｃｒが９．０％を超えると、粗大炭化物を多く形成し易くなり、鋼材自体の靭性と基材と膜との密着性を低下させる。そこで、Ｃｒは３．５～９．０％とする。好ましくはＣｒは４．５～８．５％である。
Ｃｒは、焼入性の向上と焼戻硬さの確保に必要な元素である。もっとも、Ｃｒが３．５％未満ではこれらの効果が不十分である。他方、Ｃｒが９．０％を超えると、粗大炭化物を多く形成し易くなり、鋼材自体の靭性と基材と膜との密着性を低下させる。そこで、Ｃｒは３．５～９．０％とする。好ましくはＣｒは４．５～８．５％である。
Ｍｏ：１．５～６．０％
Ｍｏは、焼入性改善と、焼戻硬さ向上に寄与する。その効果を得る為にはＭｏは少なくとも１．５％は必要である。他方、Ｍｏが６．０％を超えると、これらの効果は飽和し、過剰添加は粗大炭化物の形成を促して膜との密着性を低下させる。そこでＭｏは１．５～６．０％とする。好ましくは、Ｍｏは１．５～５．０％である。
Ｍｏは、焼入性改善と、焼戻硬さ向上に寄与する。その効果を得る為にはＭｏは少なくとも１．５％は必要である。他方、Ｍｏが６．０％を超えると、これらの効果は飽和し、過剰添加は粗大炭化物の形成を促して膜との密着性を低下させる。そこでＭｏは１．５～６．０％とする。好ましくは、Ｍｏは１．５～５．０％である。
Ｗ：８．０％以下
ＷはＭｏと似た効果を持つが、８．０％を超えるとＭｏ同様、逆効果となる。そこで、Ｗは８．０％以下とする。
ＷはＭｏと似た効果を持つが、８．０％を超えるとＭｏ同様、逆効果となる。そこで、Ｗは８．０％以下とする。
Ｖ＋Ｎｂ／２：０．２～２．０％
Ｖ及びＮｂは、いずれも焼戻し時に微細かつ硬質な析出硬化物を形成し二次硬化に寄与する。それらの効果を得る為には、ＶとＮｂの合計量で、少なくともＶ＋Ｎｂ／２が０．２％以上であることが必要である。もっとも、Ｖ＋Ｎｂ／２が２．０％を超えると、Ｖ及びＮｂが過剰となって粗大炭化物の形成を促し、膜との密着性の低下を招く。
そこで、Ｖ及びＮｂは、Ｖ＋Ｎｂ／２で０．２～２．０％とする。好ましくはＶ＋Ｎｂ／２が０．２～１．８％である。
Ｖ及びＮｂは、いずれも焼戻し時に微細かつ硬質な析出硬化物を形成し二次硬化に寄与する。それらの効果を得る為には、ＶとＮｂの合計量で、少なくともＶ＋Ｎｂ／２が０．２％以上であることが必要である。もっとも、Ｖ＋Ｎｂ／２が２．０％を超えると、Ｖ及びＮｂが過剰となって粗大炭化物の形成を促し、膜との密着性の低下を招く。
そこで、Ｖ及びＮｂは、Ｖ＋Ｎｂ／２で０．２～２．０％とする。好ましくはＶ＋Ｎｂ／２が０．２～１．８％である。
Ｎ：５００ｐｐｍ以下
ＮはＣと似た効果を持つが、５００ｐｐｍを超えると、硬質で固溶し難い窒化物を形成して鋼材の靭性を著しく低下させる。そこでＮは５００ｐｐｍ以下とする。好ましくはＮは４００ｐｐｍ以下である。
ＮはＣと似た効果を持つが、５００ｐｐｍを超えると、硬質で固溶し難い窒化物を形成して鋼材の靭性を著しく低下させる。そこでＮは５００ｐｐｍ以下とする。好ましくはＮは４００ｐｐｍ以下である。
Ｓ＝２．０Ｃｒ＋１４．０Ｍｏ＋３．３Ｗ＋６．７（Ｖ＋Ｎｂ／２）≧３５
式Ｓの値Ｓは、各添加元素の種類と量（式の元素記号には％の値を代入する。）から窒化処理後の表面硬さ予測する指標である。Ｓの値が大きい程、表面硬さも大きくなる。Ｓが３５より小さいと、表面硬さが不足して密着性が低下する。そこで、Ｓの値は３５以上とする。
式Ｓの値Ｓは、各添加元素の種類と量（式の元素記号には％の値を代入する。）から窒化処理後の表面硬さ予測する指標である。Ｓの値が大きい程、表面硬さも大きくなる。Ｓが３５より小さいと、表面硬さが不足して密着性が低下する。そこで、Ｓの値は３５以上とする。
Ｉ＝７０Ｓｉ－１Ｃｒ＋６３Ｍｏ－１５３Ｖ＋２３Ｗ≧１５０
式Ｉの値Ｉは、各添加元素の種類と量（式の元素記号には％の値を代入する。）から窒化層内の硬さ分布を予測する指標である。Ｉの値が大きい程、窒化層内の硬度変化は小さくなる。Ｉの値が１５０より小さいと、膜の剥離や欠落が生じやすくなる。そこで、Ｉの値は１５０以上とする。
式Ｉの値Ｉは、各添加元素の種類と量（式の元素記号には％の値を代入する。）から窒化層内の硬さ分布を予測する指標である。Ｉの値が大きい程、窒化層内の硬度変化は小さくなる。Ｉの値が１５０より小さいと、膜の剥離や欠落が生じやすくなる。そこで、Ｉの値は１５０以上とする。
焼入焼戻し後の鋼材硬さ：５８ＨＲＣ以上
焼入焼戻ししたときの硬さが５８ＨＲＣを下回ると、硬質被膜との密着性が悪化することから、母材の鋼材硬さは、５８ＨＲＣ以上とする。
焼入焼戻ししたときの硬さが５８ＨＲＣを下回ると、硬質被膜との密着性が悪化することから、母材の鋼材硬さは、５８ＨＲＣ以上とする。
母材表層の窒化処理後の表面硬さ：窒化層の最表面から深さ３０μｍの位置で８００ＨＶ以上
母材となる本発明の冷間工具鋼を窒化処理したとき、その表面（最表面から深さ３０μｍの位置）の硬さを８００ＨＶ以上とすると、ＰＶＤ硬質皮膜及び母材との密着性が特に向上する。そこで、窒化層の最表面から深さ３０μｍの位置の表面硬さを８００ＨＶ以上とする。
なお、窒化処理はプラズマ窒化処理が好適である。以下の説明ではプラズマ窒化処理を例に説明する。
母材となる本発明の冷間工具鋼を窒化処理したとき、その表面（最表面から深さ３０μｍの位置）の硬さを８００ＨＶ以上とすると、ＰＶＤ硬質皮膜及び母材との密着性が特に向上する。そこで、窒化層の最表面から深さ３０μｍの位置の表面硬さを８００ＨＶ以上とする。
なお、窒化処理はプラズマ窒化処理が好適である。以下の説明ではプラズマ窒化処理を例に説明する。
窒化処理後の窒化層の深さ：６０μｍ以上
プラズマ窒化処理で形成される窒化層は、その窒化層深さが６０μｍより小さくなると、ＰＶＤ硬質皮膜及び母材との密着性が低下する。このため、窒化層深さは６０μｍ以上とした。
プラズマ窒化処理で形成される窒化層は、その窒化層深さが６０μｍより小さくなると、ＰＶＤ硬質皮膜及び母材との密着性が低下する。このため、窒化層深さは６０μｍ以上とした。
窒化層の硬度変化：７５ＨＶ以内
窒化層の最表面から深さ３０μｍ位置と深さ６０μｍ位置での硬度変化の度合いが７５ＨＶより大きくなると、膜直下と内部で硬度差が大きくなっているため剥離を助長してしまい、母材との密着性が低下する。そこで、上記の硬度変化は７５ＨＶ以下とした。
窒化層の最表面から深さ３０μｍ位置と深さ６０μｍ位置での硬度変化の度合いが７５ＨＶより大きくなると、膜直下と内部で硬度差が大きくなっているため剥離を助長してしまい、母材との密着性が低下する。そこで、上記の硬度変化は７５ＨＶ以下とした。
（実施例について）
まず、表１に示す化学成分と残部Ｆｅからなる鋼１００ｋｇを真空誘導溶解炉にて溶製し、各々鍛伸温度１１００～１２００℃で角３０ｍｍに鍛伸後切断、焼入焼戻し処理を行った。
その後、ロックウェル硬度計にて角材断面中周部の鋼材硬さを測定した。次いで、角材長手方向と平行にシャルピー衝撃試験片（１０Ｒ－Ｃノッチ）を作製し、シャルピー衝撃試験にて靭性を評価した。
まず、表１に示す化学成分と残部Ｆｅからなる鋼１００ｋｇを真空誘導溶解炉にて溶製し、各々鍛伸温度１１００～１２００℃で角３０ｍｍに鍛伸後切断、焼入焼戻し処理を行った。
その後、ロックウェル硬度計にて角材断面中周部の鋼材硬さを測定した。次いで、角材長手方向と平行にシャルピー衝撃試験片（１０Ｒ－Ｃノッチ）を作製し、シャルピー衝撃試験にて靭性を評価した。
（評価Ｉ）
シャルピー衝撃試験値が２０Ｊ／ｃｍ2以上のものを靭性に優れるとして○、それ未満のものを靭性に劣るとして×と評価した。
シャルピー衝撃試験値が２０Ｊ／ｃｍ2以上のものを靭性に優れるとして○、それ未満のものを靭性に劣るとして×と評価した。
評価Ｉの後、各鋼材について、焼入焼戻し後の角３０ｍｍ材から幅２５×厚さ７ｍｍ×長さ５０ｍｍ小片を割出し、その表面にプラズマ窒化処理（５００℃加熱）を行って窒化膜層を形成した後、さらに窒化膜層の上にＰＶＤ処理にてＴｉＡｌＮを成膜した。
ＰＶＤ処理後の小片から長さ５ｍｍ程度切出し、その切断面にて窒化層深さと窒化層の硬度変化を計測した。
（窒化層深さの測定について）
マイクロビッカース硬度計にて切断面の被膜直下、つまり窒化層再表面から深さ３０μｍの位置を始点とし、深さ２００μｍまで１０μｍピッチで窒化層内の硬さ分布を測定した。
マイクロビッカース硬度計にて切断面の被膜直下、つまり窒化層再表面から深さ３０μｍの位置を始点とし、深さ２００μｍまで１０μｍピッチで窒化層内の硬さ分布を測定した。
また、窒化層再表面から深さ１１００μｍ位置を始点とし、深さ２０００μｍまで１００μｍピッチで硬さを測定して、その１０点の硬さの平均値を「内部ビッカース硬さ」とした。
窒化層深さは、１０μｍピッチで測定した窒化層内３０～２００μｍの硬さ分布において、上記内部ビッカース硬さよりも２５ポイント以上高い値を示す位置の中で最も深い位置を「窒化層深さ」とした。
（窒化層の硬度変化）
上記窒化層深さの際に測定した、マイクロビッカース硬度計による窒化層最表面から深さ３０μｍおよび６０μｍ位置の硬さの差を硬度差とした。
上記窒化層深さの際に測定した、マイクロビッカース硬度計による窒化層最表面から深さ３０μｍおよび６０μｍ位置の硬さの差を硬度差とした。
（スクラッチ試験による剥離臨界荷重の計測）
評価Ｉにて○の評価となったもの、すなわち十分な靭性が得られたものについてのみ、さらに幅２５×厚さ７ｍｍ×長さ５０ｍｍ小片の残材を使用して、スクラッチ試験による剥離臨界荷重を計測した。したがって、比較鋼Ｎｏ．１９～３１については、靭性がなく、そもそも冷間工具鋼としての特性を備えていないため、スクラッチ試験は実施していない。
評価Ｉにて○の評価となったもの、すなわち十分な靭性が得られたものについてのみ、さらに幅２５×厚さ７ｍｍ×長さ５０ｍｍ小片の残材を使用して、スクラッチ試験による剥離臨界荷重を計測した。したがって、比較鋼Ｎｏ．１９～３１については、靭性がなく、そもそも冷間工具鋼としての特性を備えていないため、スクラッチ試験は実施していない。
試験条件は、最小荷重：１Ｎ、荷重スピード：３０Ｎ／ｍｉｎ、スクラッチスピード：１．５１ｍｍ／ｍｉｎ、圧子：ダイアモンド、圧子曲率半径：２００μｍとした。
（評価ＩＩ）
スクラッチ試験による剥離臨界荷重が１００Ｎ以上のものを耐剥離性に優れるものとして○、８０以上のものを可として△に、それ未満のものを耐剥離性不良として×と評価した。
スクラッチ試験による剥離臨界荷重が１００Ｎ以上のものを耐剥離性に優れるものとして○、８０以上のものを可として△に、それ未満のものを耐剥離性不良として×と評価した。
表２にシャルピー衝撃試験の評価Ｉとスクラッチ試験の評価ＩＩの結果をに示す。
発明鋼Ｎｏ．１～１８は、プラズマ窒化処理により形成された窒化層の上に、さらに形成されたＰＶＤ硬質被膜が付与されることで、靭性に優れる一方、硬質皮膜が母材から剥離しにくいものとなっていることが確認された。
比較鋼Ｎｏ．１９～３１は、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2未満であり、靭性に劣るものとなった。比較鋼Ｎｏ．３２～３４は、剥離臨界荷重が７４Ｎ以下であり、８０Ｎを下回ったので、耐剥離性に劣る結果となった。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．７～１．０％、Ｓｉ：０．３～１．０％、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：３．５～９．０％、Ｍｏ：１．５～６．０％、Ｗ：８．０％以下、Ｖ及びＮｂ：Ｖ＋Ｎｂ／２で０．２～２．０％、Ｎ：５００ｐｐｍ未満、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、式ＳのＳ値が３５以上、式ＩのＩ値が１５０以上の鋼を、さらに焼入焼戻しされた状態で鋼材硬さが５８ＨＲＣ以上である、冷間工具鋼。
式Ｓ：Ｓ＝２．０Ｃｒ＋１４．０Ｍｏ＋３．３Ｗ＋６．７（Ｖ＋Ｎｂ／２）
式Ｉ：Ｉ＝７０Ｓｉ－Ｃｒ＋６３Ｍｏ－１５３Ｖ＋２３Ｗ
但し、式の元素記号には当該成分の％値を代入する。 - 請求項１に記載の冷間工具鋼にさらに窒化層が表層に形成されたものであって、窒化層の最表面から３０μｍの深さでの硬さが８００ＨＶ以上、その窒化層深さが６０μｍ以上、窒化層の最表面から３０μｍ位置と６０μｍ位置とでの硬度変化が７５ＨＶ以内である、窒化層を備えた冷間工具鋼。
- 請求項１又は請求項２に記載の冷間工具鋼を母材として、表層にさらにＰＶＤ法で形成された硬質被膜を備える金型。
- 請求項１又は請求項２に記載の冷間工具鋼を母材として、表層にさらにＰＶＤ法で形成された硬質被膜を備える工具。
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| JP2021015697A JP2022118887A (ja) | 2021-02-03 | 2021-02-03 | 表面処理特性に優れた冷間工具鋼および工具 |
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