冷作工具钢的切削方法和冷作模具材料的制造方法

摘要

本发明提供冷作工具钢的切削方法，其使用被覆了按金属(包括半金属)部分的原子比率计Al多于50％的AlTi的氮化物覆膜的被覆切削工具来切削按质量比计含有0.6％～1.2％的C、硬度被调整至60HRC以上的冷作工具钢。

说明书

技术领域

本发明涉及适合于工具材料、特别是用于成形家电、手机、汽车相关部 件的冷作模具材料的冷作工具钢的切削方法、以及使用该切削方法的冷作模 具材料的制造方法。

背景技术

对于用于室温下的板材的弯曲、拉深、冲压等压制成形的冷作工具，为 了提高其耐磨耗性，提出了通过淬火回火而调整至60HRC以上的硬度的钢原 材料(例如参照专利文献1～3)。这种高硬度的钢原材料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之后调整 为60HRC以上的使用硬度。此情况下，粗加工后的形状会因淬火回火而发生 热处理变形，因此在淬火回火后实施用于修正该变形部分的再次精切削加工 而调整为最终工具形状。淬火回火导致工具热处理变形的主要原因是退火状 态下作为铁素体组织的钢原材料相变为马氏体组织而使体积膨胀。

除了上述的钢原材料之外，大多提出了预先调整至使用硬度而供给的预 硬化钢(prehardened steel)。预硬化钢由于在一次性进行切削加工至最终工 具形状之后无需淬火回火，所以是能够排除因淬火回火导致的工具的热处理 变形、还能够省略上述精切削加工的有效技术。关于本技术，已知有使用改 善了切削工具的母材或覆膜而提高了耐久性的切削工具对高硬度的钢原材 料进行切削加工的方法(例如参照专利文献4、5)。

另外，作为源自钢原材料的研究，提出了如下的冷作工具钢，其通过将 淬火后的钢原材料中存在的、可使切削性降低的未固溶的一次碳化物的量达 到最佳，从而确保超过55HRC的淬火回火硬度并且具有优异的切削性(例如 参照专利文献6)。另一方面，还提出了如下的冷作工具钢，其为了抑制因切 削加工时切削工具与钢原材料之间的摩擦而产生的工具磨耗，添加用于形成 熔点为1200℃以下的氧化物((FeO)₂·SiO₂、Fe₂SiO₄或(FeSi)Cr₂O₂)的元素， 通过切削加工时产生的热而在模具表面形成前述氧化物，从而赋予了自润滑 性(例如参照专利文献7)。

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2006-193790号公报

专利文献4：日本特开2003-1504号公报

专利文献5：日本特开2010-115764号公报

专利文献6：日本特开2001-316769号公报

专利文献7：日本特开2005-272899号公报

发明内容

发明要解决的问题

专利文献4、5公开了对硬度为60HRC的代表性冷作工具钢SKD11进行切 削加工。然而，在大量形成未固溶的一次碳化物的SKD11的切削加工中，提 高基体硬度而为60HRC的高硬度时，工具寿命短、切削性的改善并不充分。

另一方面，即便是如专利文献6所公开的将未固溶的一次碳化物的形成 量控制得较少的冷作工具钢、如专利文献7所公开的将低熔点氧化物作为自 润滑覆膜利用的冷作工具钢，若达到60HRC以上的高硬度，也存在工具的损 伤磨耗变大、切削性的改善并不充分的情况。

本发明是鉴于上述情况而做出的。基于这种状况，需要对于60HRC以上 的高硬度的冷作工具钢来说能够飞跃性提高切削性的冷作工具钢的切削方 法、以及使用该切削方法的冷作模具材料的制造方法。

用于解决问题的方案

本发明人等对于提高冷作工具钢的切削性的方法进行了深入研究。如此 得到下述见解，在淬火回火硬度为60HRC以上的冷作工具钢的切削加工中， 存在能够改善切削性的冷作工具钢的成分范围与切削加工条件的最佳组合。 本发明是通过特定这样的最佳组合而得以实现的。

即，第1发明是冷作工具钢的切削方法，其使用被覆了按金属(包括半 金属)部分的原子比率计Al多于50％的AlTi的氮化物覆膜的被覆切削工具来 切削按质量比计含有0.6％～1.2％的C(碳)、硬度被调整至60HRC以上的冷作 工具钢。

冷作工具钢优选按质量比计还含有3.0％以上且少于8.0％的Cr(铬)。

另外，冷作工具钢还含有Mo(钼)和W(钨)，它们可以以各自单独的 元素形式或以复合氧化物形式含有。这些Mo和W优选按(以各自单独的元 素形式或以复合氧化物形式)质量比计以{Mo量+(1/2×W量)}的值达到 0.5％～2.0％的范围的方式含有。此处，Mo量表示Mo在钢中的质量比、W量 表示W在钢中的质量比。

另外，冷作工具钢优选按质量比计还含有0.01％以上且少于0.3％的Al (铝)、0.3％～2.0％的Mn(锰)、0.02％～0.1％的S(硫)。

本发明的冷作工具钢的切削方法中，该冷作工具钢优选以切削速度 120m/分钟以上进行切削。

另外，冷作工具钢优选按质量比计包含

C：0.6％～1.2％、

Si：0.7％～2.5％、

Mn：0.3％～2.0％、

S：0.02％～0.1％、

Cr：3.0％以上且少于5.0％、

Mo和W：0.5％≤{Mo量+(1/2×W量)}≤2.0％(Mo量：Mo在钢中的质 量比(质量％)、W量：W在钢中的质量比(质量％))、

Al：0.04％以上且少于0.3％、

余量Fe(铁)、以及不可避免的杂质。

此情况下，更优选的是，上述的S、Cr和Al根据下述关系式求出的切削 性指数MP的值超过0(即MP＞0)的冷作工具钢。

[关系式]

MP＝21.9×S量+124.2×(Al量/Cr量)-2.1

上述关系式中，S量表示上述S在钢中的质量比(质量％)、Cr量表示上 述Cr在钢中的质量比(质量％)、Al表示上述Al在钢中的质量比(质量％)。

这些冷作工具钢优选以切削速度160m/分钟以上进行切削。

另外，第2发明是冷作模具材料的制造方法，其通过使用上述的冷作工 具钢的切削方法切削冷作工具钢从而制造冷作模具材料。

发明的效果

根据本发明，可提供即使是60HRC以上的高硬度的冷作工具钢的加工， 切削性也优异、工具寿命也长、且进行高能效加工的冷作工具钢的切削方法 和冷作模具材料的制造方法。

因此，成为对于预硬化的冷作工具钢的实用化来说不可或缺的技术。

附图说明

图1A所示为实施例1中本发明例的切削方法所用的切削工具的后隙面和 前倾面的外观的数码显微镜照片。

图1B所示为实施例1中比较例的切削方法所用的切削工具的后隙面和前 倾面的外观的数码显微镜照片。

图2A是对形成在图1A的切削工具的表面的附着物进行EPMA(电子探针 显微分析仪)分析时的元素映射图。

图2B是对形成在图1B的切削工具的表面的附着物进行EPMA(电子探针 显微分析仪)分析时的元素映射图。

图3所示为实施例2中本发明例和比较例的切削方法所用的切削工具的 后隙面和前倾面的外观的电子显微镜照片。

图4所示为实施例3中本发明例和比较例的切削方法所用的切削工具的 后隙面和前倾面的外观的电子显微镜照片。

具体实施方式

本发明的特征在于，发现了通过调整冷作工具钢所含的碳含量而抑制一 次碳化物的形成，进而作为其加工所用的切削工具通过应用被覆了Al为主体 的AlTi的氮化物的被覆切削工具而对于60HRC以上的高硬度的冷作工具钢 也可大幅改善切削性。

上述“HRC”表示作为显示压痕硬度的尺度的洛氏硬度HR(Rockwell Hardness)，是以压模：120°圆锥形金刚石、试验载荷：150kgf的条件基于JIS B7726由下述式求出的值。

HR＝100-500h

(h：以基准载荷(10kgf)时为零点时的实际的凹陷深度[mm])

另外，以下有时将表示质量比的“％”(质量％)简单表述为“％”。

首先，立足于冷作工具钢的角度进行描述。

(1)C：0.6％～1.2％

本发明的冷作工具钢按质量比计以0.6％～1.2％的范围含有C。

本发明中，在改善切削性方面，调整冷作工具钢的碳(C)量是极为重 要的。例如，代表性的冷作工具钢SKD11因含有1.4％～1.6质量％的碳而大量 形成未固溶的一次碳化物。根据本发明人等的研究而确认了：在SKD11的情 况下一次碳化物量的面积分数为8％左右。另外，若如SKD11这样硬度高的一 次碳化物大量存在，则提高基体硬度而达到60HRC以上的高硬度时，尽管改 善了切削工具，工具磨耗的加剧仍变得显著。

“一次碳化物量的面积分数”是指切断冷作工具钢时的切断面中一次碳 化物所占的面积分数。其是如下得到的值：用光学显微镜观察，拍摄多张由 规定区域构成的1个视场的组织照片，求出各视场中的当量圆直径5μm以上 的一次碳化物的面积分数，算出它们的平均值而得到。

本发明人等研究了减少一次碳化物量以便能够改善60HRC以上的高硬 度的冷作工具钢的切削性。另外，确认了C含量对于冷作工具钢所含的一次 碳化物量有很强的影响。

C是在钢中形成碳化物并固溶在基体中而赋予冷作工具钢以硬度的重要 元素。C含量低于0.6％而变得过少时，由于形成碳化物而固溶在基体中的C 量降低，变得难以赋予60HRC以上的硬度。另一方面，C含量超过1.2％而变 得过多时，也存在淬火时的未固溶的一次碳化物量增加而易使韧性降低的情 况，为其以上由于一次碳化物大量形成而导致切削性的大幅降低。

本发明中，通过将C含量设为0.6％～1.2％，变得容易赋予冷作工具钢以 60HRC以上的硬度、且将未固溶的一次碳化物的面积分数减少至5％以下。 由此，还有可改善切削性的倾向。

为了提高冷作工具钢的硬度，优选将C含量设为0.65％以上、更优选为 0.70％以上。另外，为了改善切削性，优选设为1.0％以下、更优选为0.9％以 下。

一次碳化物量的面积分数优选设为4％以下、更优选为3％以下、进一步 优选为2％以下、特别优选为1％以下。

需要说明的是，本发明的冷作工具钢中，C以外的成分可以基于技术常 识进行适当设计，例如可以从Si、Cr、Mn、W、Mo、Al、P、S、Ni、V、 Cu、Nb等(余量、Fe)中选择适当元素来构成。进一步讲，可以按质量比 计从Si：0.1％～3.0％、Cr：3.0％～9.0％、Mn：0.3％～2.0％、{Mo量+(1/2×W 量)}：0.5％～2.0％、Al：0.5％以下、P：0.05％以下、S：0.1％以下、Ni：1.0％ 以下、V：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Nb：0.5％以下等中选择适当元素、 设计为期望的含量来构成。

此外，为了维持60HRC以上的高硬度并且减少冷作工具钢的一次碳化物 的面积分数，优选将易形成一次碳化物的Cr、Mo、W的含量控制在以下的 范围。具体而言，如下所述。

(2)Cr：3.0％以上且少于8.0％

冷作工具钢的Cr优选以3.0％以上且少于8.0％的范围被含有。

Cr在淬火回火后的组织中形成M₇C₃碳化物而赋予冷作工具钢以硬度。另 外，淬火加热时一部分以未固溶碳化物形式存在，从而具有抑制晶粒生长的 效果。如此，Cr为3.0％以上时，得到期望量的碳化物、易达成60HRC以上的 硬度。另一方面，通过使Cr少于8.0％，未固溶的一次碳化物量减少，韧性提 高。另外，通过抑制含Cr的低熔点氧化物的过多形成，可以提高后述的Al 生成的Al₂O₃保护覆膜的功能，能够使切削性显著地提高。

另外，出于抑制晶粒生长、赋予硬度的目的，添加用于形成硬质的MC 碳化物的V、Nb的情况下，通过使M₇C₃碳化物共存，具有抑制粗大的MC碳 化物的形成的效果，通过使Cr为3.0％以上，充分得到该效果，使切削性变得 良好。因此，优选Cr设为3.0质量％以上且少于8.0质量％。

其中，上述的“M”表示V、Nb、Cr、W、Mo等(以下同样)。

Cr的含量更优选为3.1％以上、进一步优选为3.5％以上。另外，Cr的含量 的上限优选为7.0％以下、更优选小于5.0％、特别优选为4.8％以下。

(3)Mo和W：0.5质量％≤{Mo量+(1/2×W量)}≤2.0％

本发明的冷作工具钢优选以各自单独的元素形式或以复合氧化物形式、 满足0.5质量％≤{Mo量+(1/2×W量)}≤2.0％的范围地含有Mo和W。

Mo和W是在回火中利用微细碳化物的析出强化(二次硬化)而使硬度 提高的元素。然而，与此同时地使回火中发生的残留奥氏体的分解迟缓，因 此若过多地含有，则残留奥氏体容易残留在淬火回火后的组织中。另外，由 于Mo、W是昂贵的元素，所以在实用化方面应该极力减少添加量。因此， 这些元素的添加量优选设为{Mo量+(1/2×W量)}的关系式满足0.5％～2.0％ 的范围。

对于上述之中的用于使冷作工具钢的切削性提高的优选实施方式进行 说明。

本发明的冷作工具钢优选按质量比计含有C：0.6％～1.2％、Si： 0.7％～2.5％、Mn：0.3％～2.0％、S：0.02％～0.1％、Cr：3.0％以上且少于5.0％、 Mo和W(按单独或复合计)：0.5％≤{Mo量+(1/2×W量)}≤2.0％、Al：0.04％～ 少于0.3％、余量Fe、以及不可避免的杂质。

Si的氧化倾向强于Fe、Cr，此外是容易与Al₂O₃形成刚玉系氧化物的元素， 所以具有如下作用：抑制将氧化物低熔点化的Fe系氧化物、Cr系氧化物的形 成；促进Al₂O₃保护覆膜的形成。另外，是固溶在钢中而赋予冷作工具钢以 硬度的元素。为了得到这些效果，Si优选按相对于钢整体的质量比计为0.7％ 以上。然而，过多时淬透性、韧性显著降低，所以优选按相对于钢整体的质 量比计为2.5％以下。进而，Si的质量比优选为0.8％以上。另外，Si的质量比 更优选为2.0％以下。

通过应用将Si的含量控制在上述的范围且更优选控制了Cr和Al的含量 的冷作工具钢，由此可在工具刀尖稳定地形成由高熔点氧化物Al₂O₃与高延 性夹杂物MnS形成的复合润滑保护覆膜，因而优选。具体而言，优选制成如 下的冷作工具钢，其按质量比计包含

C：0.6％～1.2％、Si：0.7％～2.5％、Mn：0.3％～2.0％、S：0.02％～0.1％、 Cr：3.0％以上且少于5.0％、Mo和W(按单独或复合计)：0.5％≤{Mo量+ (1/2×W量)}≤2.0％、Al：0.04～少于0.3％、余量Fe、以及不可避免的杂质， 且根据下述关系式求出的切削性指数MP的值超过0。

MP＝21.9×S量+124.2×(Al量/Cr量)-2.1

〔S量：上述S在钢中的质量比、Cr量：上述Cr在钢中的质量比、Al：上 述Al在钢中的质量比〕

上述中，更优选如下情况：按质量比计，S量为0.03％～0.8％、且Al量/Cr 量的比值为0.02～0.06。

切削性指数MP的调整是用于在切削加工时的工具表面足量形成由 Al₂O₃和MnS形成的复合润滑保护覆膜的优选必要条件。本发明的优选切削 方法中应用的冷作工具钢通过在切削加工时产生的热而在切削工具的表面 形成高熔点氧化物Al₂O₃。Al₂O₃的熔点为约2050℃，其远高于切削温度，所 以Al₂O₃起到切削工具的保护覆膜的作用。此外，本发明的优选冷作工具钢 中含有的足量的S形成MnS。MnS富于延性、此外与Al₂O₃适配，所以在上述 的Al₂O₃保护覆膜上堆积，它们发挥良好的复合润滑保护覆膜的作用。

另一方面，冷作工具钢的主要成分Cr容易形成低熔点氧化物。总之，相 对于钢中的Al量，过多地含有的Cr容易成为妨碍Al₂O₃保护覆膜的功能的主 要原因。并且，结果会成为妨碍由Al₂O₃和MnS形成的复合润滑保护覆膜的 功能的主要原因。因此，本发明的优选冷作工具钢优选在含有0.04％以上的 足量的Al的基础上调整钢中的Al量与Cr量的平衡(Al/Cr)。并且，通过进行 与此匹配的S量的调整，可发挥上述复合润滑保护覆膜的功能。

基于以上的作用效果，详细地研究S、Cr、Al对于自润滑性产生的影响 度的相互关系。结果确认了，在满足本发明的成分组成的冷作工具钢的情况 下，这3种元素产生的上述影响度达成“21.9×S量+124.2×(Al量/Cr量)-2.1” 的关系式所示的相互关系，将该关系式得到的值视为切削性指数MP，从而 能够准确度良好地评价本发明的切削性。如此，该MP值变大时，本发明的 使用了高熔点氧化物的复合润滑保护覆膜带来的切削性提高效果得以发挥， 具体而言如果以超过0的方式调整成分组成，则该效果得到充分发挥。

满足上述关系式的冷作工具钢经过成分设计以在切削工具的表面形成 足量的复合润滑保护覆膜，通过提升切削速度，切削温度上升而使该效果得 到有效发挥。切削速度优选为120m/分钟以上、更优选为160m/分钟以上、进 一步优选为180m/分钟以上、特别优选为200m/分钟以上。另外，提升切削速 度还牵涉到缩短切削所需的时间。

本发明的切削方法优选应用于在加工中提供氧而易形成氧化保护覆膜 的间歇切削即铣削加工。

另外，氧化所需的氧的供给源是切削中的大气气氛，所以润滑油的使用 (干式、湿式)不受限制。然而，为了形成氧化保护覆膜，优选是切削温度 容易上升的干式，其是与近来所要求的无切削油化相应的手法。

接着，对于本发明的冷作工具钢可含的上述以外的元素进行说明。

·V：1.0％以下地含有是优选的。

V(钒)形成各种碳化物而具有提高冷作工具钢的硬度的效果。另外， 形成的未固溶的MC碳化物具有抑制晶粒生长的效果。并且尤其是通过与后 述的Nb复合添加，淬火加热时未固溶的MC碳化物变得微细且均一，具有有 效抑制晶粒生长的作用。另一方面，MC碳化物是硬质的，成为使切削性降 低的原因。添加过多的V会过量地形成粗大的MC碳化物，使冷作工具钢的韧 性、切削性降低。因此，V即便是添加的情况下，也优选设为1.0％以下、更 优选为0.7％以下。

·Nb：0.5％以下地含有是优选的。

Nb(铌)形成MC碳化物而具有抑制晶粒的粗大化的作用。但是，过多 地添加时，粗大的MC碳化物过量地形成，钢的韧性、切削性降低。因此， 添加Nb的情况下，Nb优选设为0.5％以下。更优选为0.3％以下。

·Ni：1.0％以下地含有是优选的。

Ni(镍)是改善钢的韧性、焊接性的元素。另外，由于淬火后的回火中 以Ni₃Al形式析出而具有提高钢的硬度的效果，所以根据Al量进行添加是有 效的。另一方面，Ni是昂贵的金属，是实用化方面应该极力减少添加量的元 素。本发明中，相比于代表性的冷作工具钢JIS-SKD11还可大幅减少同样是 昂贵金属的Cr的添加量，所以可以相应地增加Ni的添加量。因此，即便添加 Ni的情况下，也可以添加至1.0％以下。

·Cu：1.0％以下地含有是优选的。

Cu(铜)在淬火后的回火中以ε-Cu形式析出，具有提高钢的硬度的效果。 但是，Cu是引起钢原材料的热脆性的元素。因此，即便添加Cu的情况下也 优选设为1.0％以下。另外，为了抑制Cu产生的热脆性，还优选同时添加Ni。 并且，进一步优选此时的Cu和Ni基本等量。

·P：0.05％以下地含有是优选的。

P(磷)是钢中不可避免地含有的元素。并且，是过多时使热加工性、 韧性降低的元素。因此，本发明中，P在钢中的含有率(质量比)优选设为 0.05％以下、更优选为0.03％以下。

接着，立足于切削工具的角度进行描述。

用于切削本发明的冷作工具钢的切削工具是被覆了按金属(包括半金 属)部分的原子比率计Al多于50％的AlTi的氮化物覆膜的被覆切削工具。

本发明中，半金属是指硼、硅。

通过将冷作工具钢中含有的硬度高的一次碳化物限制在一定量以下，有 对于切削工具的伤害减少、切削工具的寿命提高的倾向。然而，为了改善基 体硬度甚至为60HRC以上的冷作工具钢的切削性，更重要的是其加工中使用 的被覆切削工具的硬质覆膜。总之，由于高硬度材的切削加工时工具刀尖达 到高温，所以必要的是被覆于切削工具的硬质覆膜有优异的耐热性。此外， 得到如下认识，为了改善高硬度材的切削性，减小切削加工中的与被加工材 之间的摩擦系数是特别重要的。

另外，对于各种硬质覆膜进行研究，结果得到如下认识：关于Al含量多 的AlTi的氮化物覆膜，该覆膜自身的耐热性优异、此外有切削加工中的与切 削材的摩擦系数降低的倾向。具体而言，为该氮化物覆膜的金属(包括半金 属)部分中Al的含量多于50原子％的AlTi的氮化物覆膜。更优选的是，Al含 量为60原子％以上、进一步为65原子％以上。

另外，本发明的优选切削方法中利用的复合润滑保护覆膜通过切削加工 时的热而形成在切削工具的表面，所以提升切削速度是有效的。另外，如果 为Al的含量多的AlTi的氮化物覆膜，则具有优异的耐热性、且可以减小切削 加工中与被加工材之间的摩擦系数。因此，可以进一步提升切削速度而优选。

本发明的AlTi的氮化物覆膜通过将由XRD(X射线衍射)特定的晶体结 构设为立方晶结构，从而成为耐久性优异的被覆切削工具。为了使硬质覆膜 的晶体结构为立方晶结构，优选将金属(包括半金属)部分中Al含量设为75 原子％以下。对于本发明的AlTi的氮化物覆膜，只要由XRD特定的晶体结构 为立方晶结构，则可以含有其他的金属(包括半金属)元素。硬质覆膜的膜 厚优选为1μm～6μm。

对于本发明的Al含量多的AlTi的氮化物覆膜，成膜时施加给基材的负压 的偏压的绝对值小时，有晶体结构容易成为六方晶结构的倾向。因此，优选 使被覆时施加给基材的负压的偏压的绝对值大于-90V。

切削工具所用的基材优选为硬度与韧性的平衡优异的WC基超硬合金。 本发明由于是60HRC以上的高硬度的冷作工具钢的切削方法，所以优选该切 削加工中使用的切削工具的基材的硬度为93.0HRA以上。硬度进一步优选为 93.5HRA以上。

硬质覆膜的被覆前优选对基材的表面进行金属轰击。通过金属轰击而预 先在基材正上方设置10nm以下的中间覆膜，从而提高基材与Al含量多的AlTi 的氮化物覆膜的密合性。此外，在高速加工中也可发挥优异的耐久性。

上述“HRA”表示作为显示压痕硬度的尺度的洛氏硬度HR(Rockwell  Hardness)，是以压模：120°圆锥形金刚石、试验载荷：60kgf的条件基于JIS B7726由下述式求出的值。

HR＝100-500h

(h：以基准载荷(10kgf)时为零点时的实际的凹陷深度[mm])

另外，以下有时将表示质量比的“％”(质量％)简单表述为“％”。

接着，对于用于使冷作工具钢的切削性提高的优选实施方式进行说明。

·冷作工具钢优选按质量比计含有Al：0.01％以上且少于0.3％、Mn： 0.3％～2.0％、S：0.02％～0.1％。

即便是减少了一次碳化物量的冷作工具钢，若达到60HRC以上的高硬 度，则提高切削速度时，存在切削加工中的润滑特性不充分而在珩磨部发生 突发性的缺口的情况。因此，本发明人等研究了能够与冷作工具钢的成分组 成广泛对应的切削性的提高手段。其结果，关注了自润滑性的有效性。并且， 对于如专利文献7那样利用了低熔点氧化物的自润滑性的作用效果进行了研 究，结果查明其中存在依赖于切削温度的问题。即，具有自润滑性的低熔点 氧化物一般是钢原材料中大量含有的含Fe、Cr的复合氧化物，所以复合氧化 物的成分、形成量随着切削温度的变动而发生很大变动，得不到稳定的润滑 效果。

因此，对于不利用低熔点氧化物而提高冷作工具钢的切削性的手法进行 了深入研究，结果发现利用切削加工时的热在切削工具的表面形成由高熔点 氧化物Al₂O₃与高延性夹杂物MnS形成的复合润滑保护覆膜的手法。该复合 润滑保护覆膜对应于宽范围的切削温度而效果不变动，并且即便是添加了 Nb、V等用于形成硬质的MC碳化物的元素的情况下也能够确保良好的切削 性。另外，存在能够形成该复合润滑保护覆膜的钢原材料的成分范围，通过 将其特定出来，可进一步提高切削性。

Al于切削加工时在切削工具表面形成高熔点氧化物Al₂O₃，发挥保护覆 膜的作用。并且，通过含有0.01％以上的Al，形成足够厚的保护覆膜，工具 寿命改善。Al更优选为0.04％以上、进一步优选为0.05％以上。然而，大量添 加Al时，由于钢原材料中作为夹杂物大量形成Al₂O₃，钢原材料的切削性反 而降低。因此，Al添加量的上限优选设为少于0.3％、更优选为0.15％以下。

Mn在形成于切削工具表面的Al₂O₃保护覆膜上起到良好的润滑覆膜的作 用。另外，是奥氏体形成元素，固溶在钢中而提高淬透性。然而，添加量过 多时，淬火回火后残留奥氏体大量残留，成为工具使用时尺寸随时间流逝而 变化的原因。另外，容易与Fe、Cr形成低熔点氧化物，所以成为妨碍Al₂O₃保护覆膜的功能的主要原因。因此，Mn的含量优选设为0.3％～2.0％、更优选 为0.4％以上。另外，Mn更优选为1.5％以下。

S在形成于切削工具表面的Al₂O₃保护覆膜上起到良好的润滑覆膜的作 用。为了充分地发挥这种润滑作用而优选添加0.02％以上。由于S使钢的韧性 劣化，所以S的含量的上限优选设为0.1％。S的含量更优选为0.03％以上。更 优选为0.08％以下。

通过将冷作工具钢中含有的Al、Mn、S控制在上述范围，即便在切削速 度为120m/分钟以上的高速切削加工中，也易于形成上述的复合润滑保护覆 膜而抑制被覆切削工具突发性的缺口，因而优选。

需要说明的是，本发明的切削速度是指作业面(刀尖)的速度。即，若 为刀尖更换式工具，是设置嵌件刀片时的嵌件(insert)最外刃部的速度，若 为钻头、端铣刀等旋转工具，是其外周刃部的速度。

若采用本发明的切削方法，可以切削加工高硬度的预硬化钢，所以可以 排除因淬火回火导致的热处理变形从而省略精切削加工。因此，可以比以往 更有效地制造用于成形家电、手机、汽车相关部件的冷作模具材料。

实施例

以下，根据实施例更具体地说明本发明，但本发明只要不超过其主旨， 就不限于以下的实施例。

(实施例1)

使用高频感应熔化炉将必要的材料熔化，制作具有表1所示化学成分的 钢锭。接着，对于该钢锭，以锻造比为10左右地进行热锻，冷却后，在860℃ 下进行退火。然后，对该退火材进行始于1030℃的空冷的淬火处理之后，通 过500℃～540℃下2次回火处理来调整硬度，制作用于评价切削性的试验片 (No.7)。

[表1]

切削性试验通过与高硬度材的切削对应的平面切削来实施，该平面切削 使用了Hitachi Tool Engineering,Ltd.制造的嵌件PICOmini作为刀尖更换式工 具。嵌件以硬度93.5HRC的WC基超硬合金为基材。如下所述，本发明例、 比较例分别使用了表面涂布有按金属(包括半金属)部分的原子比率计Al 多于50％的AlTi系氮化物覆膜、Al少于50％的TiAl系氮化物覆膜的嵌件(被 覆切削工具)。

切削条件设为：干式、切削速度210m/分钟、转速5570rpm、进给速度 2228mm/分钟、每一刀的进给量0.4mm/刀、进刀深度0.15mm、进刀幅度6mm、 刀数1。

本发明例中使用的嵌件的氮化物覆膜是使用将按金属(包括半金属)部 分的原子比率计分别含有70％的Al、30％的Ti的合金作为阴极的阴极电弧离 子镀法成膜得到的。使用加热器将基材温度加热保持在450℃的状态下，对 基材施加-100V的偏压，导入N₂气体，开始电弧放电而成膜。成膜的氮化物 覆膜的膜厚在工具后隙面侧为4.5μm。通过电子探针显微分析仪的定量评价 所得到的金属部分的覆膜组成按原子比率计Al为69％、Ti为31％。由XRD(X 射线衍射)特定的晶体结构为立方晶结构。

比较例中使用的嵌件的氮化物覆膜是使用将按原子比率计分别含有 50％的Al、50％的Ti的合金作为阴极的阴极电弧离子镀法成膜得到的。使用 加热器将基材温度加热保持在450℃的状态下，对基材施加-50V的偏压，导 入N₂气体，开始电弧放电而成膜。成膜的氮化物覆膜的膜厚在工具后隙面侧 为4.3μm。通过电子探针显微分析仪的定量评价所得到的金属部分的覆膜组 成按原子比率计Ti为52％、Al为48％。由XRD(X射线衍射)特定的晶体结 构为立方晶结构。

切削性的评价如下：对于试验片No.7，按上述的切削条件将切削距离设 为25m进行切削，使用光学显微镜实际测量嵌件的切削结束后的磨耗量(工 具磨耗量)。将这些评价结果示于表2。

[表2]

图1A所示为本发明例的切削方法所用的切削工具的切削结束后的刀尖 的外观的数码显微镜照片，图1B所示为比较例的切削方法所用的切削工具的 切削结束后的刀尖的外观的数码显微镜照片。图1A和图1B中，上面的照片、 下面的照片分别表示了前倾面侧、后隙面侧。

另外，图2A是本发明例的切削方法所用的切削工具的前倾面侧的利用电 子探针显微分析仪得到的Al、O、Mn和S的分布的分析结果，图2B是比较例 的切削方法所用的切削工具的前倾面侧的利用电子探针显微分析仪得到的 Al、O、Mn和S的分布的分析结果。各元素的高浓度部分显示为浅色。如图 2A和图2B左上方的照片所示，由于氮化物覆膜原本含有Al，所以不能仅根 据Al的分布来判断形成有Al₂O₃的区域，而Al和O均高浓度地存在的区域可判 断为形成了Al₂O₃。

如根据表2、图1A和图1B可明确，本发明例中使用的嵌件的工具磨耗量 与比较例中使用的嵌件相比是极少的。另外，本发明例中使用的嵌件也未见 有比较例中使用的嵌件所见到的缺损，显示了优异的耐磨耗性。

另外，根据图2A和图2B，对于本发明例中使用的嵌件和比较例中使用 的嵌件，均确认了切削结束后的刀尖的表面上O、Mn和S分布在刀尖的同一 区域的情况。根据该事实，推测所有嵌件均在切削的过程中于刀尖的表面形 成由Al₂O₃和MnS形成的复合润滑保护覆膜。

此外，氮化物覆膜中的Al的浓度增加时，有覆膜本身的耐热性提高、且 切削加工中的与切削材的摩擦系数降低的倾向。由此，确认了采用本发明例 的切削方法，由于复合润滑保护覆膜与涂布覆膜叠加效果，在维持切削工具 的优异耐磨耗性的同时可以高速地切削冷作工具钢。

(实施例2)

使用高频感应熔化炉将必要的材料熔化，制作具有表3所示化学成分的 钢锭。接着，对于这些钢锭，以锻造比为10左右地进行热锻，冷却后、在860℃ 下进行退火。然后，对这些退火材进行始于1030℃的空冷的淬火处理之后， 通过500℃～540℃下2次回火处理而调整至60HRC的硬度，制作用于评价切削 性的试验片(No.1～6)。

然后，对于试验片No.1～6的组织中分布的一次碳化物进行评价。首先， 指定与试验片的长度方向(伸展方向)平行的15mm×15mm的截面，使用金 刚石悬浊液将该截面研磨成镜面。接着，使用10％硝酸乙醇腐蚀液腐蚀前述 截面，使得观察该截面组织时的一次碳化物与基体的边界清晰。然后，用倍 率200倍的光学显微镜观察该腐蚀后的截面，对于由877μm×661μm的区域构 成的1个视场，拍摄20个视场的组织照片。然后，通过对组织照片进行图像 处理，提取出截面组织中所观察到的当量圆直径为5μm以上的一次碳化物， 以20个视场的平均值形式求出该截面组织中一次碳化物所占的面积分数。

[表3]

然后，对于测定了一次碳化物的分布状况后的试验片，用被覆切削工具 评价切削性。切削性试验通过与高硬度材的切削对应的平面切削来实施，该 平面切削使用了Hitachi Tool Engineering,Ltd.制造的嵌件PICOmini作为刀尖 更换式工具。嵌件以硬度93.5HRC的WC基超硬合金为基材。本发明例、比 较例分别使用了表面涂布有按金属(包括半金属)部分的原子比率计Al多于 50％的AlTi系氮化物覆膜、Al少于50％的TiAl系氮化物覆膜的嵌件。

本发明例中使用的嵌件的氮化物覆膜是使用将按原子比率计分别含有 70％的Al、30％的Ti的合金作为阴极的阴极电弧离子镀法成膜得到的。使用 加热器将基材温度加热保持在450℃的状态下，对基材施加-100V的偏压，导 入N₂气体，开始电弧放电而成膜。成膜的氮化物覆膜的膜厚在工具后隙面侧 为4.5μm。通过电子探针显微分析仪的定量评价所得到的金属部分的覆膜组 成按原子比率计Al为69％、Ti为31％。由XRD(X射线衍射)特定的晶体结 构为立方晶结构。

需要说明的是，在硬质覆膜的被覆前，将炉内的压力真空排气至8×10^-3Pa 以下，将施加给基材的负压的偏压设为-1000V，对靶的外周使用配备了线圈 磁体的阴极进行Ti轰击处理，从而形成10nm以下的中间覆膜。

比较例中使用的嵌件的氮化物覆膜是使用将按原子比率计分别含有 50％的Al、50％的Ti的合金作为阴极的阴极电弧离子镀法成膜得到的。使用 加热器将基材温度加热保持在450℃的状态下，对基材施加-50V的偏压，导 入N₂气体，开始电弧放电而成膜。成膜的氮化物覆膜的膜厚在工具后隙面侧 为4.3μm。通过电子探针显微分析仪的定量评价所得到的金属部分的覆膜组 成按原子比率计Ti为52％、Al为48％。由XRD(X射线衍射)特定的晶体结 构为立方晶结构。

需要说明的是，在硬质覆膜的被覆前，将炉内的压力真空排气至8×10^-3Pa 以下，将施加给基材的负压的偏压设为-1000V，在靶的外周使用配备了线圈 磁体的阴极进行Ti轰击处理，从而形成10nm以下的中间覆膜。

切削条件设为：干式、切削速度120m/分钟、转速5570rpm、进给速度 2228mm/分钟、每一刀的进给量0.4mm/刀、进刀深度0.15mm、进刀幅度6mm、 刀数1。将切削距离(L)设为50m，使用电子显微镜实际测量切削结束后的 后隙面的工具磨耗量。将这些评价结果示于表4。

[表4]

图3是切削试验后的嵌件的观察照片。碳含量多的试样片No.1的一次碳 化物量多于本发明例的冷作工具钢，由于提早缺损而达到寿命。

另一方面，本发明例的冷作工具钢与试样片No.1相比碳含量变少、一次 碳化物量变少。如此，对于本发明例的冷作工具钢，通过使用被覆了按金属 (包括半金属)部分的原子比率计Al多于50％的AlTi的氮化物覆膜的被覆切 削工具来进行切削加工，抑制了工具磨耗。即便冷作工具钢的一次碳化物量 少，但如果切削加工中使用的被覆切削工具的硬质覆膜不合适，也确认工具 磨耗得不到抑制。

本发明例之中，冷作工具钢为优选组成范围的试样片No.5的切削加工中 复合润滑保护覆膜足量形成而不发生工具磨耗，工具寿命极为良好。

试样片No.6的切削加工中，虽然有工具磨耗范围少的倾向，但复合润滑 保护覆膜并未形成，与其他的本发明例相比润滑性差，所以在珩磨部产生缺 口。

(实施例3)

对于试样片No.5，使切削速度变化来评价切削性。使用的切削工具与实 施例2同样。

切削条件设为：干式、切削速度160、200m/分钟、转速5570rpm、进给 速度2228mm/分钟、每一刀的进给量0.4mm/刀、进刀深度0.15mm、进刀幅度 6mm、刀数1。将切削距离(L)设为50m，使用电子显微镜实际测量切削结 束后的后隙面的工具磨耗量。将这些评价结果示于表5。

[表5]

图4是切削试验后的嵌件的观察照片。本发明例的切削方法中确认即便 切削速度增加也基本不发生工具磨耗。另一方面，比较例的切削方法中，提 高切削速度时，工具磨耗有增加的倾向，在比本发明例短的切削距离达到工 具寿命。

将日本申请的2012-181486的所有内容参引至本说明书中。

关于本说明书中记载的所有文献、专利申请和技术标准，各个文献、专 利申请和技术标准被参引的情况与具体且分开记述的情况相同程度地被参 引至本说明书中。