表面PVD处理用高硬度预硬冷作工具钢及其制造方法、以及其表面PVD处理方法

摘要

本发明提供改善了表面PVD处理时的热处理变形和软化的问题的表面PVD处理用高硬度预硬冷作工具钢及其制造方法，还提供对本发明的预硬冷作工具钢的表面PVD处理方法。预硬冷作工具钢按质量%计包含：C：0.7～1.2%、Si：1.0～2.6%、Mn：0.4～1.0%、S：0.02～0.1%、Cr：3.0～6.0%、Mo和W单独或者组合(Mo+1/2W)：0.4～1.0%、V：0.2～1.0%、Nb：0.1～0.3%、剩余部分为Fe和不可避免的杂质，该冷作工具钢的淬火回火硬度为60HRC以上，并且组织中的残留奥氏体量为8体积%以下。其还可以含有1.0%以下的Ni。淬火回火条件优选为1000℃以上的淬火和520℃以上的回火。表面PVD处理前后的残留奥氏体的变化量优选为5体积%以内。

说明书

技术领域

本发明涉及适于工具材料、尤其是成型家电、便携式电话、 汽车相关构件的冷作模具材料的表面PVD(物理气相沉积)处理 用高硬度预硬冷作工具钢及其制造方法，以及该预硬冷作工具 钢的表面PVD处理方法。

背景技术

在用于室温下板材的弯曲、深冲、冲裁等压制成型的冷作 工具中，为了提高其耐磨耗性，提出了可通过淬火和回火(以下 称为“淬火回火”)达成60HRC以上硬度的钢材料(专利文献1、2)。 形成这种高硬度的钢材料时，难以在淬火回火后切削加工成工 具形状，因此通常在硬度低的退火状态下进行粗加工，然后淬 火回火成60HRC以上的使用硬度。在这种情况下，由于会因淬 火回火导致工具产生热处理变形，因此在淬火回火后实施用于 修正该变形量的再次精切削加工，从而形成最终工具形状。因 淬火回火导致的工具的热处理变形的主要原因在于，由退火状 态下属于铁氧体组织的钢材料相变为马氏体组织而导致体积膨 胀。

除了上述钢材料之外，提出了很多预先淬火回火为使用硬 度来提供的预硬钢。在预硬钢中，由于无需在一次性切削加工 至最终工具形状后进行淬火回火，可以免除起因于淬火回火的 工具的热处理变形，还可以省略上述精切削加工，是有效的技 术。关于本技术，提出了即使超过55HRC的淬火回火硬度也具 有优异切削加工性的冷作工具钢(专利文献3)。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2008-189982号公报

专利文献2：日本特开2009-132990号公报

专利文献3：日本特开2001-316769号公报

发明内容

发明要解决的问题

最近，为了进一步提高冷作工具的耐磨耗性，对工具的作 业面实施被覆各种硬质覆膜的表面被覆处理。作为表面被覆处 理的普通方法，有形成硬质碳化物的CVD(化学蒸镀)处理、主 要形成氮化物的PVD(物理蒸镀)处理。在CVD处理中，由于钢 材料被加热至相当于淬火回火时的淬火温度的温度(约 1000℃)，因此即使在使用预先经过淬火回火的预硬钢作为钢材 料的情况下，硬度也会大幅变化，需要再次淬火回火。而且， 由于进行再次淬火回火，还伴有用于修正热处理变形的再切削 加工。

另一方面，在PVD处理中，由于钢材料暴露的最高温度通 常低至约520℃，接近冷作工具钢的代表性回火温度(约500℃)， 因此难以改变淬火回火后的硬度(以下称为“淬火回火硬度”)。 因而，表面被覆处理后无需再次淬火回火，当然不会产生起因 于其的热处理变形。因此，对于预硬钢而言，将其切削加工成 最终工具形状后，如果可组合使用通过PVD处理形成上述硬质 覆膜的技术，则在该高工具制作能力的基础上，还可以达成耐 磨耗性的进一步提高。

专利文献3公开的冷作工具钢为兼具对工具形状的切削加 工性与工具使用时的耐磨耗性这两者的优异的预硬钢。然而， 由于其在PVD处理中会暴露于约520℃下，因此即使能够维持淬 火回火硬度，也存在产生与淬火回火时机理不同的热处理变形、 结果需要用于修正工具形状的切削加工的问题。另外，为了抑 制预硬钢被加热至回火温度以上而软化的情况，必须含有大量 价格昂贵的合金元素、尤其是Mo和W，存在不能期待低成本化 的问题。

本发明的目的在于，提供确保了作为预硬钢的良好的切削 加工性、并且进行表面PVD处理时的热处理变形和软化的问题 得到了改善的表面PVD处理用高硬度预硬冷作工具钢及其制造 方法，还提供对本发明的预硬冷作工具钢的表面PVD处理方法。

用于解决问题的方案

本发明人对进行表面PVD处理时的预硬钢的热处理变形问 题进行了研究。其结果发现，PVD处理时的热处理变形与前述 淬火回火时的变形机理不同，是由预硬钢固有的残留奥氏体分 解引起的。因此，对可降低PVD处理前的残留奥氏体量的方法 进行了深入地研究，结果发现在其实现条件中存在狭域的最佳 成分组成。而且，还明确了即使在具有该成分组成的预硬钢中 降低Mo、W这些价格昂贵元素的添加量也可实现60HRC以上的 硬度、以及实现此时的充分切削加工性的优选淬火回火条件， 从而完成了本发明。

即，本发明提供一种耐热处理变形性优异的表面PVD处理 用高硬度预硬冷作工具钢，其特征在于，按质量%计包含：

C：0.7～1.2%、

Si：1.0～2.6%、

Mn：0.4～1.0%、

S：0.02～0.1%、

Cr：3.0～6.0%、

Mo和W单独或者组合(Mo+1/2W)：0.4～1.0%、

V：0.2～1.0%、

Nb：0.1～0.3%、

剩余部分为Fe和不可避免的杂质，该冷作工具钢的硬度为 60HRC以上，并且组织中的残留奥氏体量为8体积%以下。硬度 优选为62HRC以上，或者冷作工具钢的成分组成还可以含有 1.0%以下的Ni。

而且，本发明提供一种耐热处理变形性优异的表面PVD处 理用高硬度预硬冷作工具钢的制造方法，其特征在于，对按质 量%计包含：

C：0.7～1.2%、

Si：1.0～2.6%、

Mn：0.4～1.0%、

S：0.02～0.1%、

Cr：3.0～6.0%、

Mo和W单独或者组合(Mo+1/2W)：0.4～1.0%、

V：0.2～1.0%、

Nb：0.1～0.3%、

剩余部分为Fe和不可避免的杂质的冷作工具钢，通过从 1000℃以上的温度开始的淬火和520℃以上温度的回火，将其硬 度调整为60HRC以上并且将组织中的残留奥氏体量调整为8体 积%以下。硬度优选为62HRC以上，或者冷作工具钢的成分组 成还可以含有1.0%以下的Ni。

本发明还提供一种表面PVD处理用高硬度预硬冷作工具钢 的表面PVD处理方法，其特征在于，其为对上述表面PVD处理 用高硬度预硬冷作工具钢的表面PVD处理方法，使前述预硬冷 作工具钢的表面PVD处理前的组织中的残留奥氏体量与该处理 后的组织中的残留奥氏体量之差为5体积%以内。

发明的效果

根据本发明，可以确保作为预硬钢的良好的切削加工性， 并且可以显著地改善进行表面PVD处理时的热处理变形和软化 的问题。因此，其将成为对于预硬冷作工具钢的实用化而言不 可或缺的技术。

具体实施方式

本发明的特征在于，可以以低成本实现可使供给时的淬火 回火硬度为60HRC以上、可维持该硬度并可抑制进行表面PVD 处理时的热处理变形的预硬冷作工具钢。具体而言，基于下述 技术构思：设计成在相当于在先的表面PVD处理中的到达温度 的回火温度下表现出淬火回火时的60HRC以上的回火硬度的成 分组成，抑制表面PVD处理时的残留奥氏体的分解，抑制热处 理变形。以下，对本发明的预硬冷作工具钢的技术特征、用于 达成该技术特征的优选制造方法以及对本发明的预硬冷作工具 钢的表面PVD处理方法进行说明。

(1)组织中的残留奥氏体量为8体积%以下。

PVD处理时的热处理变形是淬火回火后的预硬钢所固有的 残留奥氏体的分解所引起的。因此，使PVD处理前的残留奥氏 体量为8体积%以下的原因在于：如果为该值则上述热处理变形 小、实用上可以省略用于修正的切削加工。优选为6体积%以下， 进一步优选为5体积%以下。该残留奥氏体的限定量可以通过作 为本发明特征的后述成分组成、淬火回火条件以低成本达成。 作为残留奥氏体量的测定方法，例如有利用X射线衍射的方法。 而且，可以使用Co作为X射线源，由晶体结构的fcc中的(200) 面、(220)面、(311)面与bcc中的(200)面、(211)面的衍射强度之 比求得。

(2)淬火回火硬度为60HRC以上。

使淬火回火硬度为60HRC以上是为了提高由PVD处理获得 的硬质覆膜的密合性，确保使用中的耐磨耗性。优选为62HRC 以上。该淬火回火硬度可通过作为本发明特征的后述成分组成、 淬火回火条件以低成本达成。而且，即使经过表面PVD处理后 也能具有并维持高软化阻力，因此硬质覆膜的密合性优异。

(3)按质量%计由以下的成分组成形成。

·C：0.7～1.2%

C是在钢中形成碳化物、对预硬钢赋予硬度的重要元素。 少于0.7%时，所形成的碳化物量不足，难以赋予60HRC以上的 硬度。另一方面，含有过多时，由于碳化物量的增加而使可切 削性降低，预硬状态下想要切削加工成工具形状时容易加快切 削工具的磨耗。因而，将C的含量设定为0.7～1.2%。优选为0.8% 以上和/或1.1%以下。

·Si：1.0～2.6%

Si是铁氧体形成元素，通过添加Si而具有可降低预硬钢中 的残留奥氏体量的效果。另外，由于Si固溶在预硬钢的基体中， 因此会通过固溶强化而提高硬度。为1.0%以上时，其效果虽然 高，但是过多时淬火性、韧性显著降低。因而，将Si设定为 1.0～2.6%。优选为1.2%以上和/或2.0%以下。

·Mn：0.4～1.0%

为了提高淬火性而含有Mn。然而，由于Mn为奥氏体形成 元素，因此如果添加量过多，则淬火回火后的残留奥氏体量增 加。因而，在本发明中设定为0.4～1.0%。优选为0.5%以上和/ 或0.9%以下。

S：0.02～0.1%

S是脆化元素的代表，是在要求焊接性、高硬度的工具钢 领域中受到限制的元素。然而另一方面，S是形成MnS而提高可 切削性的元素。本发明的情况下，以为冷作工具钢的标准钢种 类的JIS-SKD11为基准，与该基准相比，通过降低碳化物量来 提高韧性，因此可仅添加其差量的S。因而，将S设定为 0.02～0.1%。优选为0.03%以上和/或0.08%以下。

·Cr：3.0～6.0%

Cr通过在淬火回火组织中形成M7C3碳化物而对预硬钢赋 予硬度。Cr不足3.0%时，所形成的碳化物量少，难以赋予60HRC 以上的硬度。另一方面，如果过量添加，则所形成的碳化物量 增加，淬火时以粗大的碳化物的形式残留而没有完全固溶在基 体中，因此可切削性降低。因此，为了以预硬钢形式获得，将 Cr设定为3.0～6.0%的狭域是重要的。

·Mo和W单独或者组合(Mo+1/2W)：0.4～1.0%

Mo和W是对兼具本发明的耐热处理变形性与高硬度而言 重要的元素。也就是说，这些元素是在淬火回火时的回火中利 用微细碳化物的析出强化(二次硬化)来提高硬度的元素。然而， 同时其也是使在回火中产生的残留奥氏体的分解延迟而在淬火 回火后的组织中残留大量未分解奥氏体的、对本发明具有相反 作用效果的元素。关于该课题，综合研究了即使降低Mo、W的 添加量也可达成60HRC以上的高硬度的淬火回火条件(后述)， 结果发现可兼具上述特性的预硬冷作工具钢的成分组成。

而且，作为上述结果，将本发明的预硬冷作工具钢的Mo 当量(Mo+1/2W)设为0.4～1.0%。通过使Mo当量为0.4%以上，可 达成60HRC以上的淬火回火硬度。而且，通过使Mo当量为1.0% 以下，可降低淬火回火后的残留奥氏体量。另外，由于可以抑 制属于价格昂贵元素的Mo和W的添加量，因此可以以低成本兼 具优异的耐热处理变形性和高硬度。优选为0.6%以上，进一步 优选为0.8%以上。

·V：0.2～1.0%

V是增大软化阻力的元素。然而，过多的添加会成为增加 MC碳化物、降低可切削性的原因。因而，将V设定为0.2～1.0%。 优选为0.4%以上和/或0.7%以下。

·Nb：0.1～0.3%

Nb形成MC碳化物。而且，在淬火回火时的淬火中，MC碳 化物在淬火温度下不会固溶，会抑制奥氏体晶粒的粗大化，从 而降低残留奥氏体的形成。其结果，PVD处理后的耐热处理变 形性得到改善。然而，过量添加Nb时，会形成许多粗大的MC 碳化物，导致韧性及可切削性降低。因而，在本发明中将Nb设 定为0.1～0.3%。优选为0.2%以下。

·Ni：1.0%以下

Ni是改善韧性、焊接性的元素，根据需要添加1.0%以下即 可。

(4)为了达成以上的预硬冷作工具钢，优选通过从1000℃以 上温度开始的淬火和520℃以上的温度的回火来进行淬火回火。

制造本发明的预硬冷作工具钢时，关于此时的淬火回火条 件，优选从1000℃以上温度开始进行淬火、并通过520℃以上的 温度进行回火。也就是说，对于本发明的特别成分组成钢而言， 使淬火温度为1000℃以上是为了促进未固溶碳化物的固溶，提 高可切削性。进一步优选淬火温度为1080℃以上，这是由于： 通过提高淬火温度，除了可切削性提高之外，以较少的Mo当量 也可以进一步提高作为冷作工具必要的硬度。另外，使回火温 度为520℃以上是由于：通过降低该时刻下未分解的残留奥氏体 量本身，并且在比表面PVD处理中预硬钢暴露的温度更高的温 度下预先进行回火，可抑制表面PVD处理中的残留奥氏体的分 解，可抑制热处理变形。

需要说明的是，由于预硬钢通常在供给者侧进行淬火回火， 与在需要者侧进行淬火回火的情况相比，容易在最适合于钢种 类的设定条件下进行淬火回火。

(5)对以上的预硬冷作工具钢进行表面PVD处理时，优选该 PVD处理前的组织中的8体积%以下的残留奥氏体量与该PVD 处理后的组织中的残留奥氏体量之差为5体积%以内。

本发明的表面PVD处理用高硬度预硬钢中，其淬火回火时 的回火温度低于PVD处理时的升温温度时，例如在通常的高温 回火温度500℃下进行回火时，有可能在PVD处理时大量发生残 留奥氏体的分解(热处理变形)。因此，在这种情况下，如果进 行该处理以使PVD处理前后组织中的残留奥氏体量之差在5体 积%以内，则可以省略PVD处理后用于修正的切削加工。

具体而言，通过将淬火回火时的回火温度设定在高于PVD 处理时的升温温度的温度，可以使PVD处理前后组织中的残留 奥氏体量之差在5体积%以内。

实施例1

使用高频感应熔解炉熔解材料，制作具有表1所示化学成分 的铸锭。接着，对这些铸锭以锻造比为10左右的方式进行热轧， 冷却后，在860℃下进行退火。

[表1]

然后，对上述退火材进行从1030℃开始的、基于空气冷却 的淬火处理后，在通常的回火温度500℃下进行2次回火处理， 制作淬火回火完毕的预硬冷作工具钢。另外，作为用于评价前 述表面PVD处理后状态的工具钢，还准备了在假定为该表面处 理时的加热温度的520℃下进行2次回火处理而得到的预硬冷作 工具钢。各回火得到的硬度和残留奥氏体量如表2所示。残留奥 氏体量的测定通过上述测定条件进行。需要说明的是，对于在 500℃下回火的冷作工具钢而言，作为可切削性的指标，还同时 记录了使用热力学计算程序Thermo-Calc(Thermo-Calc Software 公司制造)求得的未固溶的M₇C₃碳化物量。

[表2]

对于本发明例的预硬冷作工具钢而言，降低了Mo、W这些 价格昂贵的合金元素的添加量，同时达成60HRC以上的淬火回 火硬度，而且残留奥氏体量也可以降低至8体积%以下。而且， 对于通过500℃的回火而淬火回火成的工具钢而言，即使通过前 述表面PVD处理进行再加热、促进残留奥氏体的分解，也如假 定该情况的520℃的回火结果所示那样，可将残留奥氏体的变化 量抑制在5体积%以下，还可维持硬度。因而，本发明的预硬冷 作工具钢即使在通常的淬火回火条件下供给，也可以解决表面 PVD处理导致的热处理变形、软化的问题。进而，通过Cr量的 管理，淬火回火后(即供给时)的未固溶的M₇C₃碳化物不足3体积 %，可切削性也得到改善。

当然，通过520℃的回火进行淬火回火，残留奥氏体量可降 低至5体积%以下。对其进行表面PVD处理时，由于通过接近此 时的到达温度的回火进行了淬火回火，因此会进一步减少了热 处理变形。

另一方面，在比较例中，No.23、25～27通过500℃和520℃ 两种温度下的回火不能得到60HRC的淬火回火硬度(省略 No.25～27的残留奥氏体量的测定)。No.24相当于JIS-SKD11，通 过500℃的回火实现了超过60HRC的淬火回火硬度。然而，假定 为表面PVD处理时的加热温度的520℃的回火的结果为硬度降 低。

No.21、22通过500℃和520℃的两种回火达成了超过60HRC 的淬火回火硬度。然而，对于通过500℃的回火进行淬火回火而 得到的工具钢而言，残留奥氏体量高，表面PVD处理(即520℃ 的回火)后的残留奥氏体的变化量大。而且，如果将No.21、22 通过520℃的回火进行淬火回火来供给，则表面PVD处理后维持 在60HRC以上的高硬度，热处理变形有可能减少。然而，对Cr 量高的No.21、22而言，即使进行520℃的回火，其淬火回火后 的组织中也与500℃的回火同样地依然存在大量未固溶的M₇C₃碳化物，可切削性不充分。No.21、22难以适合用作PVD处理用 预硬冷作工具钢。

实施例2

使用表1所示的本发明例的退火材料，对其进行从1100℃开 始的基于空气冷却的淬火处理。然后，假定表面PVD处理时的 到达温度，在520℃以及比其高的540℃以上的温度下进行高温 回火。此时的硬度和残留奥氏体量如表3所示。残留奥氏体量的 测定通过上述测定条件进行。另外，还同时记录使用上述 Thermo-Calc求得的未固溶的M₇C₃碳化物量。

[表3]

适用优选的淬火回火条件的本发明的预硬冷作工具钢实现 了60HRC以上的硬度。尤其是对Mo量和V量高的No.3、7、11、 12、Si量高的No.8、降低Cr量并提高Si量的No.9而言，即使进 行540℃的高温回火，也达成了62HRC以上的硬度。另外，淬火 回火后的残留奥氏体量也可降低至5体积%以下。进而，未固溶 的M₇C₃碳化物量不足0.1体积%，可切削性也得到改善。而且， 对该预硬冷作工具钢进行表面PVD处理时，由于在高于此时的 到达温度的温度下进行回火，因此残留奥氏体几乎不分解，因 而热处理变形被降低至大致为零。