专利名称：易削工具钢的制作方法
技术领域：
本发明涉及用作为工具和模具材料地工具钢，具体涉及具有快削性的工具钢。
背景技术：
模具和工具类大多采用退火状态的钢材，通过粗加工、淬火回火调整至预定的硬度后进行精加工。又，亦有为缩短交货日期而采用淬火回火成预定的硬度，直接加工成模具和工具类的情况。这是因为关系到制造最终的模具和工具，材料供给者与作为模具或工具的制造者的用户的工序分担。就是说，在前者材料供给者系以退火状态供给用户钢材，在用户侧则负担粗加工，淬火回火处理以及精加工，但在后者系以淬火回火材料的形式供给钢材，在用户侧则仅仅分担最终加工。但是，该最终加工因未经过粗加工，加工量本身很容易增大。
在上述任一场合，加工系以切削加工和磨削加工等的除去加工为主体，但在工具钢的场合，由于要求充分克服被加工材的硬度和韧性，故进行该工具钢本身的加工与其它的铁系材料相比并不容易。特别是，进行淬火回火之后，加工更为困难。近年来为降低模具和工具的制造成本，模具交货日期缩短和扩大无人加工之必要性日益提高，因此，希望能提供被削性比现有的材料改善的材料。
提高铁系材料的被削性的元素，已知有S、Pb、Se、Bi、Te、Ca等。其中，Pb，近年来全球性环境保护加强，已逐渐被避免，限制其使用的机器和零件增多。因此，使用S和Te为提高被削性元素的主体的材料被考虑作为代替材料。这些材料主要是使MnS和MnTe等的夹杂物生成，通过对夹杂物的切屑形成时的应力集中效果和工具与切屑间的润滑作用而提高被削性和磨削性。
然而，在作为被削性提高元素使用S和Te的钢材中，MnS和MnTe等的夹杂物虽使被削性提高，但压延和锻造时在其纵向容易伸长，容易产生对材料的机械性质不佳的异方性的缺点。具体地说，上述纵向直角的方向(以下称为T方向)的韧性降低的结果是产生损害耐切割性的问题。又，对应工具和模具的使用状态，必须考虑材料的使用方向，否则容易降低制造能力及材料利用率。
并且，这些夹杂物通常大多超过长度50μm大小的问题。就是说，形成如此大的夹杂物，材料表面镜面研磨时因脱落的夹杂物将研磨面擦毛，因此难以达到所期望粗糙度的镜面。又，硫化物系的大夹杂物亦容易有导致材料的耐蚀性降低的问题。从例如日本专利特开平7-188864号公报可知，通过将这样的硫化物系的夹杂物的个数的80％以上调整为尺寸50μm以下的尺寸可提高耐蚀性。
本发明的目的在于提供具有优良的被削性，同时材料的纵向的机械特性特别是韧性难以发生异方性的易削工具钢。
本
发明内容
为了解决上述问题，本发明的易削工具钢第一为一种易削工具钢，含有作为主要成份的铁，0.1～2.5质量％的C，其特征在于，以Ti的含有率为WTi(质量％)、Zr的含有率为WZr(质量％)，含有Ti和/或Zr使WTi+0.52WZr为0.03～3.5质量％；以S的含有率为WS(质量％)、Se的含有率为WSe(质量％)、Te的含有率为WTe(质量％)，至少含有S、Se、Te中之一种，使WS+0.4WSe+0.25WTe为0.01～1.0质量％，且(WTi+0.52WZr)/(WS+0.4Wse+0.25WTe)为1～4，并且，Ti及/或Zr为金属元素成份的主要成份，与该金属元素成份的结合成份必须有C，含有至少S、Se、Te中的一种快削性化合物相，以在断面的面积率在0.1～10％的范围分散形成于组织中。
另外，在本发明书中，「主成份」(「主体」等亦相同)系指目标材料或组织中重量含有率最高的成份(亦包含相的概念)。
通过含有如上述之组成范围的C、Ti、Zr、S、Se以及Te，钢材组织中以Ti及/或Zr金属元素成份为主成份，且与该金属元素成份的结合成份必须为C，并分散形成含有S、Se、Te的至少一种的赋予快削性化合物相。由于该化合物的形成，可赋予钢材良好的被削性。本发明人等考虑在进行切削和磨削等的加工时，被除去的材料部分在加工切离时，细微且分散的粒状的赋予快削性化合物相作用为虚线并促进切断面的形成的结果，而提高被削性。
于是，重点为，这种快削性化合物相即使经过压延和锻造，纵向亦不会伸长，而维持粒状的状态。其结果，与纵向易于延伸的MnS不同，能明显抑制前述T方向的韧性降低。又，本发明的易削工具钢不仅在退火状态、而且在淬火回火状态被削性皆良好，因为对应前述交货日期缩短化，亦能与淬火回火状态的重加工充分对应。
如上所述，快削性化合物相必须以截断面的面积率为0.1～10％的范围分散形成于组织中。该面积率未满0.1％则缺乏被削性提高效果，超过10％则导致韧性降低。该面积率更佳为0.2～4％。又，为了提高被削性提高效果，在研磨断面组织中观察的快削性化合物相的尺寸(表示在所观察的化合物粒子的外型线位置改变同时引起外接并行线时，该外接并行线的最大间隔)的平均值，较佳为例如1～5μm的程度。
赋予快削性化合物相可以例如组成式M4Q2C2(M为Ti和/或Zr为主成份的金属元素成份，Q为S、Se、Te中至少一种)表示的化合物相为主体。该化合物特别难以产生沿纵向的延伸，又，组织中的分散性亦良好，材料的机械特性不会容易产生极端的异方性，提高被削性效果优良。另外，上述化合物的成份M必须为Ti但亦可含有Zr，又，在含有V为合金成份的场合，至少一部份含有M成份为佳。又，Q成份为仅含有S、Se及Te中任一种，亦可为含有2种以上。并且，为保证本发明效果，成分M及Q在应具有上述赋予快削性化合物相并在不损及难延伸性及分散性的范围中，含有上述以外的成份为副成份亦可。
另外，钢中的M4Q2C2系化合物(以下，在本说明书有称为“TICS”)的确定可用X线折射(例如，绕射仪)法和电子线探针(probe)微小分析(EPMA)法进行。例如，M4Q2C2系化合物存在与否，能在用X线绕射仪(diffractometer)法测定的曲线外形(profile)中通过观察是否有对应化合物的最高值确认。又，组织中的该化合物的形成区域可通过对钢材的断面组织以EPMA进行面分析，并比较Ti、Zr、S、Se或C的特性X线强度的二座标绘图(mapping)结果确定。
以下说明本发明的第1工具钢的各成份的含有范围的限定理由。
本发明的易削工具钢由于以发挥作为工具钢的机能为基础，因而必须含有上述作为工具钢的必要成份。Fe因为是构成钢必须的成份，所以为主成份。C因为是确保作为工具钢的耐磨耗性必须的元素，而在本发明中亦为赋予快削性化合物相的必要元素。但含有量未满0.1质量％则无法确保作为工具钢充足的硬度和耐磨耗性。另外，过渡的添加则导致韧性和热强度的降低因而上限为2.5质量％。
Ti与Zr为实现本发明之易削工具钢提高被削性效果的中心作用的赋予快削性化合物相的必须构成元素。WTi+0.52WZr未满0.03质量％赋予快削性化合物相的形成量不充足，无法预期充分的被削性提高效果。另外，WTi+0.52WZr过剩的场合，由于被削性反而降低，因此上限为3.5质量％。
另外，如前述的M4Q2C2化合物相那样，赋予快削性化合物相对金属成份M的结合成份Q或C的结合化学计量比为大约一定，赋予快削性的本质系该化合物的形成面积率而控制，但能大略用经验判断。因此，作为估计相形成量的尺度的M和Q的含有率采用原子含有率比重量含有率更为便利。在本说明书中，M成份系为以Ti基准的原子相对含有率，即以换算成相同原子数的Ti重量的形式表示最适合的含有率范围。又，后述Q成份系以S基准之原子相对含有率，即以换算成相同原子数的S重量的形式表示最适合的含有率范围。例如，M成份的场合，上述中WZr乘以系数0.52是因为该目的，而含有其它的副成份的场合，则乘以用于换算成同原子数的Ti重量的系数的质量含有率的总计较佳为0.03～3.5质量％。
同样地，S、Se及Te(Q成份)亦为赋予快削性化合物相的必要构成元素。前述WS+0.4WSe+0.25WTe未满0.01质量％，赋予快削性化合物相的形成量不足，无法预期充足的被削性提高效果。另外，WS+0.4WSe+0.25Wte过剩时由于韧性降低，故上限为1.0质量％。另外，Q成份在含有其它的副成份的场合，乘以用于换算成同原子数的S重量的系数的质量含有率的总计较佳为0.01～1.0质量％。
作为快削性化合物相，前述的M4Q2C2化合物相为主体形成的场合，该化合物中的M全部为Ti，Q全部为S的场合的M与Q的重量比为3∶1。但是，理想的是M与Q不过于添加不足时添加，也就是说Ti/S＝(WTi+0.52WZr)/(WS+0.4WSe+0.25Wte)较佳为3。然而，不发生过度的韧性异方性之提升被削性之本发明的效果并不限于上述值为3的场合，1-4的范围亦可充分实现。
本发明之易削工具钢含有从2.0质量％以下的Mn、2.5质量％以下的Ni、17质量％以下的Cr、Mo+0.5W为12质量％以下的Mo以及/或W、以及6质量％以下的V、15.0质量％以下的Co选择一种以上。以下说明其理由。
Mn具有淬火性提高以及硬度提高的效果。又，藉由S和Se共存因而生成有效于被削性的化合物，在被削性特别被重视的场合添加为有效。然而，在期待更显著的效果的场合含有量较佳为0.1质量％以上。另一方面，过度的MnS形成，由于导致前述之韧性过度的异方性，故上限为2质量％。另外，Mn即使在精炼时作为脱氧元素也是有用的，而为必须含有的成份。
Ni有效于淬火性的提高、基底的强化、或耐蚀性提高。在期待更显著效果的场合含有量较佳为0.1质量％以上。另外，因为过渡添加会降低加工性，故上限为2.5质量％。
Cr具有形成碳化物而使基底的强化和耐磨性提高，还有提高淬火性的效果。然而，在期待更显著效果的场合含有量较佳为0.1质量％以上。另外，因为过渡添加会导致淬火性和热强度的增加，故上限为17.0质量％。
Mo、W具有形成碳化物而使基底的强化和耐磨性提高，还有提高淬火性的效果。Mo与W为具有同等效果的元素，W为Mo约2倍的原子量因而规定为Mo+0.5W(当然，亦可仅添加其中一种，亦能一起添加两种)。然而，在期待更显著效果的场合，Mo+0.5W较佳为0.1质量％以上。Mo及/或W过渡添加将使碳化物量增加，导致韧性的增加，因此Mo+0.5W上限为12.0质量％。
V具有形成碳化物使基底强化和耐磨性提高的效果。又，通过微细的碳化物的形成，结晶粒的微细化亦有效于提高韧性。然而，在期待更显著效果的场合，含有量较佳为0.1质量％以上。另外，V为前述之M4Q2C2化合物的形成成份。另外，因为过渡添加导致韧性的降低，因而上限为6.0质量％。
Co对矩阵的强化有效。为了得到更显著效果含有量较佳为0.3质量％以上。然而，过渡添加时，热加工性降低同时，导致原料成本的提高，因而上限为1.5质量％。
又，亦可积极添加以下的元素，但制法上的理由亦可能不可避免地混入，以下表示为其容许上限值。
Si精炼时被作为脱氧元素，不可避免地必须含有很多。另外，且积极添加效果为增加软化抵抗性，用于热模具和切削工具的场合具有抑制保持高温时的软化的效果。然而，Si量的减少能提高韧性，因此亦有极力减少Si的场合。在该场合，系以Al、Mn、Ca等其它的元素进行脱氧。考虑以Si量的增加降低韧性时，上限为2.0质量％。
Al被用作为精炼时的脱氧元素，不可避免地必须含有很多。又，以AlN的形成促成结晶粒的微细化而提高强度或韧性。然而，过度含有将导致韧性的降低，故上限为0.1质量％。
N为在钢的制造过程中必须混入的元素。另外，与Ti、Al、V等形成氮化物，因为有效于结晶粒的微细化而亦有积极添加的场合。然而，在本发明中，过渡添加时形成多量TiN，相等的赋予快削性化合物相的形成量减少，因此上限为0.040质量％。
又，本发明之易削工具钢可视必要使其含有以下的元素。
Ca≤0.050质量％
为提高热加工性的有效元素。又，形成硫化物和氧化物亦有效于提高被削性。然而，过剩添加，因为这些的效果饱和，因此其含有量上限为0.050质量％。
Pb≤0.2质量％、Bi≤0.2质量％
任一者分散于钢中均具有提高被削性的效果。然而，过渡添加时因为会降低热加工性，因此上限为0.2质量％。又，为了得到显著的效果，任一种较佳为添加0.02质量％以上。
B≤0.010质量％
系为使淬火性提高的有效元素。然而，过渡添加时因为会降低热加工性和韧性，因此上限为0.010质量％。又，为了得到显著的效果，较佳为添加0.001质量％以上。
Nb(质量％)+0.5Ta(质量％)≤0.05质量％
任一种形成微细的碳化物皆有效于结晶粒的微细化而提高韧性。另外，Ta为Nb之约2倍的原子量，因而规定为Nb+0.5Ta(当然，亦可仅添加Nb以及Ta其中一种，亦能一起添加两种)。另外，过度添加其效果会饱和，因此Nb+0.5Ta之上限被定为0.05质量％。又，为了得到显著的效果，Nb+0.5Ta较佳为添加0.005质量％以上。
稀土类金属元素(REM)≤0.50质量％
具有固定O、P等的杂质、提高基底的清洁度、使韧性提高的效果。多量添加时因为发生瑕疵，故上限为0.50质量％。另外，作为REM使用放射活性低的元素为主体在取用上较容易，以该观点，从Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb以及Lu中选择使用1种或2种以上是有效的。特别是从比上述效果更为显著的展现与价格上的观点，使用轻稀土类特别是La或Ce为较佳。然而，即使含有在稀土类分离过程等不可避免残留的微量放射性稀土类元素(例如Th和U等)亦无妨。又，从原料成本降低等的观点，亦可使用铈镧合金(Mischmetal)和钕镨化合物(didymium)等非分离稀土类。
另外，本发明之易削工具钢，系以作为使用为工具钢之各种现有组成的钢为基料(base)，使上述的赋予快削性化合物相分散形成于组织中，不会大幅损及作为基料的工具钢的性能，可赋予良好的被削性。以下说明其具体例。
①含有1种以上择自含有0.1～0.6质量％的C、2.0质量％以下的Mn、1.0质量％以下的Ni、3质量％以下的Cr、Mo+0.5W的合计为1.0质量％以下之Mo及/或W、0.5质量％以下的V及1质量％以下的Co。该组成的钢材，大致不要求硬度和耐热性，适用于例如塑料成形模具用材料等，及要求容易用以形成凹槽(cavity)等的复杂切削加工。基料组成的代表例可以JISS55C、AISIP20等表示。
②含有1种以上择自含有0.2～0.6质量％的C、0.3～7质量％的必须成份Cr、2.0质量％以下的Mn、2.5质量％以下的Ni、Mo+0.5W的合计为4.0质量％以下之Mo及/或W、2质量％以下的V及5.0质量％以下的Co。加上上述①，相当于通过配合一定量的Cr改善高温强度的材质，有效作为例如热模具用材料(例如，热挤压模具、热锻造模具、压铸(die cast)模具、热押出成形用模具)等。基料组成的代表例可以JISSKD6、SKD8、SKD61、Cr-Mo钢(例如5质量％Cr-3质量％Mo)等表示。
③含有1种以上择自含有0.3～1.8质量％的C、4质量％以下的Cr、2.0质量％以下的Mn、2.5质量％以下的Ni、Mo+0.5W的合计为2.5质量％以下之Mo及/或W、1质量％以下的V及1.0质量％以下的Co。相当于以高碳素组成更进一步谋求硬度的提高的材质，适合用作为冷模具用材料(冷压模具、冲压、冲模、锻模(dies)等)、切削工具用材料(刮刀、刮胡刀、锯子刀刃等)、耐冲击工具用材料(凿子和冲头(punch)等)。基料组成的代表例能以JISSK3、SKS4、SKS51等表示。
④含有1种以上择自含有0.5～2.5质量％的C、4～17质量％的必须成份Cr、2.0质量％以下的Mn、1.0质量％以下的Ni、Mo+0.5W的合计为1.5质量％以下之Mo及/或W、1质量％以下的V及1.0质量％以下的Co。为通过在高碳素区域含有Cr改善耐磨耗性和淬火性的钢种，适用于例如冷模具用材料(冷压模具、冲压、冲模、锻模(dice)等)。基料组成的代表例可以JISSKD1、SKD11、SKD12、Cr工具钢(例如8质量％Cr)等表示。
⑤含有3种以上择自含有0.5～2.0质量％的C、3～7质量％的必须成份Cr、Mo+0.5W的合计为4～12质量％以下之必须成份Mo及/或W、0.5～6.0质量％以下的V及2.0质量％以下的Mn、1.0质量％以下的Ni及15.0质量％以下的Co。基料组成相当于高速度工具钢(所谓的HSS)。高速度工具钢的众所周知的适用领域，例如切削工具用材料(钻头(drill)、端铣刀(end mill)、车刀(bite)、可丢式刀头(throw awaytip))、冷模具用材料、或热模具用材料(热挤力机压模具、热锻造模具、热挤压成形用模具等)。另外，高速度工具钢，以晶出碳化物确保耐磨耗性，并且，通过析出至在矩阵(铁系基质)的碳化物强化抑制碳化物的晶出，且通过仅矩阵与一般的高速度工具钢相同程度的碳化物析出而强化的钢材，在本说明书中作为属于高速度工具钢(即矩阵HSS)。
以下，本发明之工具钢的第2为解决上述问题，
含有作为主要成份的铁，与0.001～0.6质量％的C，
且含有6质量％以下的Ti、5质量％以下之范围内的Cu，3质量％以下范围内的Al；
其特征在于，以Ti的含有量为WT(质量％)，Zr的含有量为WZr(质量％)，还以X(质量％)＝WTi+0.52WZr为0.03～3.5质量％而含有Ti与Zr之任一种，
还以S的含有率为WS(质量％)、Se的含有率为WSe(质量％)Te的含有率为WTe(质量％)，以Y(质量％)＝WS+0.4WSe+0.25WTe为0.01～1.0质量％而含有在S、Se、Te中选择的一种或二种以上；
并且，以Ti和/或Zr为金属元素成份的主要成份，该金属元素成份之结合成份必须有C，且含有至少S、Se、Te中的任一种的快削性化合物相分散形成于组织中。
通过含有如上述之组成范围的C、Ti、Zr、S、Se及Te，在钢材组织中以Ti和/或Zr金属元素成份为主成份与该金属元素成份的结合成份必须为C，且至少含有S、Se、Te的赋予快削性化合物相分散形成于其中。通过该化合物的形成，与本发明的第1易削工具钢同样地可赋予钢材良好的被削性。
于是，赋予快削性化合物相，与本发明之第1易削工具钢同样，由于即使经过压延和锻造亦不会在纵向伸长，可显著抑制T方向的韧性降低。又，本发明的第2易削工具钢不仅在退火状态还有淬火回火状态被削性仍良好，因而对应前述的交货日期短缩化，可充分对应在淬火回火状态的重加工。
又，本发明的第2易削工具钢的上述的赋予快削性化合物相，在工具钢的研磨剖面组织中观察的尺寸(表示所观察的化合物粒子的外型线位置改变并引起外接并行线时，该外接并行线的最大间隔)不会发生50μm以上的粗大情况，所以镜面性和耐蚀性皆优。赋予快削性化合物相系以前述组成式M4Q2C2化合物相为主体。
本发明的第2易削工具钢的组成在赋予快削性化合物相为前述的M4Q2C2而形成的场合较佳为将X(质量％)(＝WTi+0.52WZr)，以及Y(质量％)(＝WS+0.4WSe+0.25WTe)的值作成分调整至1≤X/Y≤4。X/Y在该范围外时，M4Q2C2型化合物的形成不充足，无法充分赋予快削性。
以下叙述本发明之第2易削工具钢所含有的元素的含有范围的限定理由。
(1)作为主成份含有Fe，且含有0.001～0.6质量％的C
本发明的易削工具钢，由于以能发挥作为工具钢的机能为基础，因而必须含有上述作为工具钢的必要成份。Fe因为是构成钢必须的成份，所以为主成份。C是因为维持作为工具钢的必要硬度的元素。并且，在本发明中，C亦为赋予快削性化合物相的形成的必要成份。为这些效果充分发挥，C最低为含有0.001质量％以上。另一方面，含有量过剩时，因为形成对提高被削性不利的碳化物，因此最好是限制其含有量。又，本发明的易削工具钢通过后述之(Ni、Al)系化合物的时效效应析出，因为能提高其硬度或强度，该场合用以增加硬度的C的添加亦被适度抑制。为提高硬度，当含有过剩的C时由于韧性反而劣化而不是较佳的。从以上这些观点，C的含有量较佳为限制于0.6质量％以下，较佳为0.001～0.4质量％，更佳为设定于0.05～0.25质量％的范围内。又，C的含有量应使被削性提高的效果最优良的状态，较佳为适当调节而形成上述赋予快削性化合物相。又，上述赋予快削性化合物相中构成元素所未含有的残余的C固溶于钢组织中，而给予提高钢硬度的效果。
(2)6质量％以下的Ni
本发明的工具钢中，Ni的一部份与后述之Cu全部固溶而防止热加工的赤热脆性。并且，进行前述的时效效应析出强化处理的场合，成为工具钢中析出的(Ni、Al)系化合物的核的相同时构成Cu。上述(Ni、Al)系化合物主要系以Ni3Al的组成式表示的γ’相的化合物，通过时效效应析出该化合物，工具钢的硬度同时提高，亦能提高在高温时的强度。并且，通过含有Ni，亦有提高工具钢之耐蚀性的效果。然而，即使含有6质量％以上，上述的效果饱和，同时发生导致加工性的降低和制造成本的增加的疑虑。另外，上述的结果，特别是能充分发挥以时效效应析出强化处理的效果，所以Ni较佳为含有1质量％以上，2.5质量％以上。另外，若重视制造成本的降低，其含有量较佳为限制在3.5质量％以下。
(3)5质量％以下的Cu
通过添加Cu，可抑制钢的热脆性。另外，进行前述的时效效应析出强化处理的场合，(Ni、Al)系化合物，因为系用以特别使γ’相(Ni3Al)析出的核而起重要作用，特别在Ni及Al的含有量少的场合有效。又，Cu亦有效于改善熔体化状态的被削性。另外，期待时效效应析出强化的结果的场合，使其含有0.5质量％以上。另一方面，Cu的含有量超过5质量％时，热加工性反而降低，经济性的观点亦不利。另外，Cu的含有量在重视热脆性的抑制或制造成本的降低的场合较佳限制于1.7质量％以下。
(4)3质量％以下的Al
Al系添加作为脱氧剂，但过剩的添加将影响到进行镜面加工时的镜面加工性。所以，Al的含有量限制在3质量％以下。另一方面，进行前述之时效效应析出处理的场合，Al系前述之(Ni、Al)系化合物的构成元素的必须成份，充分达成析出强化效果，最低为含有0.5质量％以上。又，该场合的过剩添加时，导致(Ni、Al)系化合物的过剩析出或粗大化，加工性以及韧性等将带来生产性的劣化。特别是，韧性和加工性优先的场合，其含有量较佳限制为1.5质量％以下。
另外，通过含有上述Ni、Cu、Al，能发挥如日本专利特开昭60-67641号公报所示现有技术同等的作用及效果。所以，本发明的易削工具钢对于如上述特开昭60-67641号公报所揭示的工具钢仍良好维持该公报所揭示之其它的优良特性，而为被削性亦提高的工具钢。具体地说，可举例含有0.001～0.4质量％的C，0.5～5质量％的Cu，1～5质量％的Ni，0.5～3质量％的Al。又，在不需求特别高耐蚀性的场合，后述的Cr的含有率为10质量％以下，则对被削性提高更为有利。
(5)以Ti的含有量为WT(质量％)，Zr的含有量为WZr(质量％)，以X(质量％)＝WTi+0.52WZr为0.03～3.5质量％而含有Ti与Zr的任一种
Ti与Zr，在本发明的易削工具钢中系起形成实现被削性提高效果的中心作用的赋予快削性化合物相的必要构成元素。上述WTi+未满0.03质量％则赋予快削性化合物相的形成量不充足，无法预期充分的被削性提高效果。另外，在X＝WTi+0.52WZr过剩的场合，则这些(Ti、Zr)形成其它的元素与化合物，相反地降低被削性。所以，X＝WTi+0.52WZr必须抑制在3.5质量％以下。另外，作为构成上述赋予快削性化合物相的金属元素成份的(Ti、Zr)的一部份，亦能以置换为V的型态形成。该场合系以V的含有量为WV，适当调节含有(Ti、Zr、V)而使X’(质量％)＝WTi+0.52WZr+0.94WV为0.03～3.5质量％。
另外，如前述的M4Q2C2化合物相那样，赋予快削硬化合物相对金属成份M之结合成份Q或C的结合化学计量比为大致一定，赋予快削性的本质为受该化合物的形成面积率支配，但可大略以经验判断。因此，作为估计相形成量的尺度的M和Q的含有率采用原子含有率比重量含有率更为便利。本说明书中，M成份为以Ti为基准的原子相对含有率，即以换算成相同原子数的Ti重量的形式表示最适当的含有率范围。又，后述的Q成份为以S为基准的原子相对含有率，即以换算相成同原子数的S重量的形式表示最适当的含有率范围。例如，M成份的场合，上述中WZr乘以系数0.52是为该目的，在含有其它的副成份的场合，则换算成乘以同原子数的Ti重量之系数的质量含有率的总计较佳为0.03～3.5质量％。
(6)Y(质量％)＝WS+0.4WSe+0.25WTe为0.01～1质量％而含有1种或2种以上择自S与Se与Te(Q成份)作为S的含有量WS(质量％)，Se的含有量Wse(质量％)，Te的含有量WTe(质量％)
S、Se及Te为提高被削性的有效元素。通过含有S及Se而在钢中形成有提高被削性效果的化合物(例如，上述赋予快削性化合物相、MnS等)。但是，S、Se及Te的含有量，任一种有该效果的下限为0.01质量％。然而，这些元素过度添加则组成化合物之S、Se及Te增加，结果降低热加工性。又，对应S、Se及Te的含有量形成之赋予快削性化合物相的量亦增加，但过剩之该赋予快削性化合物相的形成将导致镜面性的降低。因此上限为1质量％。为了充分得到赋予快削性化合物相的被削性提高的效果，赋予快削性化合物相的构成元素较佳为对应C、Ti、Zr、V等的添加量而适当调整S、Se及Te的含有量。不仅是赋予快削性化合物相，如使其它的硫化物(例如MnS、TiS)同时形成而得到提高被削性的效果，S、Se及Te最好相应于必须量而添加较多量。另外，Q成份在含有其它的副成份的场合为换算成乘以相同原子数的S重量用的系数的质量含有率的合计较佳为0.01～1.0质量％。
上述赋予快削性化合物相能分散形成于工具钢组织中。特别是，通过使该化合物微细地分散在工具钢组织中，能再提高工具钢的被削性。从提高该效果的观点，赋予快削性化合物相的前述尺寸的平均值较佳为1～5μm左右。
并且，本发明之易削工具钢系由前述工具钢的锻伸材制作切口方向与纵向平行的T方向试验片和与相同的垂直的L方向试验片作为JISZ2202规定之3号试验片。
使用这些试验片进行JISZ2242规定的摆锤式冲击试验时，前述T方向试验片所得的摆锤式冲击值为IT，而前述L方向试验片所得的摆锤式冲击值为IL，IT/IL为0.3以上。
通过在工具钢中形成赋予快削性化合物相，该工具钢压延锻伸所得的锻伸钢材能抑制纵向(L方向)与该纵向垂直的方向(T方向)的韧性的方向依存性。具体地说，压延锻伸工具钢所得的锻伸材与锻伸方向L方向相对并能抑制与该锻伸方向垂直的T方向的韧性值的劣化。更具体地说，如上述规定，T方向及L方向的冲击值IT、IL的比IT/IL的值，变成与没有添加被削性提高元素或未形成上述赋予快削性化合物相的基料工具钢同等的0.3以上。另外，IT/IL的值更佳为0.5以上。
这里，在材料的研磨表面观察的赋予快削性化合物相的面积率较佳为0.1～10％。因为通过赋予快削性化合物相的形成得到被削性提高的效果，研磨剖面组织中的面积率必须含有0.1％以上。但过多时，被削性提高的效果成为饱和状态。又，过剩的赋予快削性化合物相的形成，在压延·锻伸工具钢的场合，因为纵向(L方向)与垂直方向(T方向)的韧性值的劣化，研磨剖面组织中的面积率为10％以下。
以下，说明有关本发明之工具钢的组成进一步可能附加的要件。
(7)作为C的含有量WC(质量％)满足0.2X≤Y≤X，且0.07X≤WC≤0.75X
为了得到具有被削性提高效果的赋予快削化合物相，构成元素C、S、Se、Te、Ti、Zr等的含有量的平衡很重要。若满足上述条件A的范围内，不会过于不足形成目的的赋予快削性化合物相。根据上述条件A，(S、Se、Te)的含有量较佳为比(Ti、Zr)的含有量少。并且为了(Ti、Zr)同时形成赋予快削性化合物相，(S、Se、Te)的含有量较佳为满足0.2X≤Y。又，另一方面(S、Se、Te)的含有量与(Ti、Zr)相比过剩时，例如过剩形成MnS等的硫化物，亦有韧性的方向依存性明显产生的情况。因此，较佳为Y≤X。
又，碳素的含有量为构成赋予快削性化合物相的最低必要量，同时亦考虑作为工具钢的硬化以及淬火性等而为0.07X≤WC。并且，与(Ti、Zr)的含有量比较含有过剩的碳时，不促成赋予快削性化合物相的形成的残余的碳素成份形成其它的元素与化合物，相反地存在被削性反而劣化的场合。所以WC≤0.75X。
另外，较佳为满足0.2X≤Y≤0.67X，且0.07X≤WC≤0.5X(以下称为条件B)。通过控制该构成元素C、S、Se、Te、Ti、Zr的含有量，可提高被削性，以及控制韧性的方向依存性，形成更适量的赋予快削性化合物相。又，在赋予快削性化合物相形成V的场合，将前述的X置换为X’＝WTi+0.52WZr+0.94WV，且满足上述条件A或条件B而分别控制(Ti、Zr、V)的含有量为佳。
(8)2质量％以下的Si
Si能作为脱氧剂。然而，含有过剩时会降低韧性。所以其含有量较佳控制在2质量％以下。另外，提高固溶化热处理后的硬度是必要的，故存在为了确保硬度而积极添加(例如到1质量％)的情况。期待提高固溶化热处理后的硬度效果的场合较佳为含有0.1质量％以上。
(9)3质量％以下的Mn
提高淬火性，且对提高硬度亦有效。但是过多时，由于阻碍赋予快削性化合物相的形成，较佳限于所得硬度的较低的量。然而，不仅赋予快削性化合物相，且为了提高被削性，利用MnS的场合较佳为多多添加。该场合考虑机械特性值(强度和韧性等)的异方性和镜面性或耐蚀性等的平衡决定最适合的添加量。另外，Mn之过剩含有导致MnS的过度形成，因S的不足而不能充分得到赋予快削性化合物相，由于前述韧性的方向依存性明显，该含有量为3质量％以下。另外，Mn是作为精炼时的脱氧元素，为必须含有的。
(10)22质量％以下的Cr
Cr具有提高淬火性，还有提高硬度的效果。然而，含有过多时形成Cr碳化物在阻碍赋予快削性化合物相的形成的同时，成为降低被削性的原因，所以较佳限制其含有量在22质量％以下。另外，从硬度提高的观点，较佳为含有0.1质量％以上。另外，期待耐蚀性提高之效果的场合，较佳为添加12质量％以上(即Cr的含有率为10～22质量％)。
(11)WMo+0.5WW为4质量％以下
Mo及W具有提高淬火性，又通过形成碳化物提高矩阵的强化及耐磨耗性的效果。然而，会有量过多时，因为韧性劣化，所以其含有量控制在WMo+0.5WW的值为4质量％以下为佳。另外，要显著得到上述效果，则较佳为含有0.1质量％以上。
(12)从2质量％以下的Co、1质量％以下的Nb及1质量％以下的V中选择1种或2种以上
任一种元素微细地分散于钢中，将使韧性提高。又，V为赋予快削性化合物相的构成元素的一种。为得到显著的效果，Co较佳为0.001质量％以上，Nb为0.01质量％以上，V为含有0.01质量％以上。另外，这些元素过多，因为不希望的碳化物的形成降低被削性提高的效果，其含有量分别为Co2质量％以下，Nb及V1质量％以下为佳。
(13)N0.04质量％以下、O0.03质量％以下
赋予快削性化合物相的构成元素Ti、Zr或V和其它的元素Al等结合，形成氮化物、氧化物。这些氮化物、氧化物均为硬质，有时变得粗大而成为导致被削性降低的原因。因此，其含有量最好极力降低。所以，分别限制N0.04质量％以下，O0.03质量％以下为佳。又，与制造成本配合，较佳为N0.01质量％，O0.01质量％以下。
(14)0.005质量％以下的Ca
为提高热加工性的有效元素。又，通过硫化物和氧化物的形成亦使被削性提高。又，少量的添加能缩短MnS等的夹杂物的长度，亦具有提高镜面性的效果。为得到显著的效果，较佳为添加0.0005质量％以上。另外，添加过多将导致效果的饱和以及强度或耐蚀性的降低，因此上限为0.005质量％。
(15)0.2质量％以下的Pb及0.2质量％以下的Bi
分散于钢中，具有在提高被削性的效果。为得到显著的效果，较佳为添加至少各一者0.01质量％以上。但是，由于过度添加导致热加工性的降低，各上限如上所定。
(16)0.05质量％以下的Ta
形成微细的碳化物，钢的结晶粒微细化可使韧性提高。要得到显著的效果以添加0.01质量％以上为佳。另外，添加过多导致效果的饱和，又由于亦有韧性降低等的情况，故上限为如上述所定。
(17)0.01质量％以下的B
可使淬火性提高。要得到显著的效果以添加0.0015质量％以上为佳。另外，添加过多将导致热加工性和韧性的降低，故上限如上所定。另外，最佳为添加淬火性的提高效果最大的0.0025质量％左右。
(18)0.5质量％以下的稀土类元素
具有固定O和P等的杂质、提高矩阵的清洁度、提高韧性的效果。要得到显著的效果以添加0.1质量％以上为佳。另外，添加过度将导致瑕疵的发生，因此上限如上所定。另外，稀土类元素为从Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu的元素中选择的1种或2种以上。
本发明的易削工具钢可适于使用为塑料的成形用模具材料。塑料成形用的模具方面，近年来特别是商品开发的速度大为增高，多在出货前施予热处理。所以，作为模具的制品形状进行切削加工时被削性即成为问题。因此，本发明的易削工具钢适用为塑料成形用的模具，作为模具的制品形状加工时容易进行切削加工，生产性亦提高。
具体地说，本发明的工具钢可适用于特别是希望有耐蚀性或耐锈性的塑料成形模具(例如有水孔的模具)、氯化乙烯成形用模具(电话机框体、雨伞、其它的容器类)、在含有卤系气体的环境下使用的模具、耐蚀性较佳的工夹具类(例如HSS类)、耐蚀·镜面·高硬度用塑料成形模具、光学镜片用成形模具、医疗机器用成形模具、化妆容器成形用模具、精密成形件(不需保养的母型、受板、塑料瓶成形母型、橡胶成形用型类)、IC封装型、光磁盘(disk)成形用模具、导光板或反射板的构成材料本身或其成形用模具材料等。
上述本发明之第1以及第2易削工具钢通过赋予快削性化合物相，由于不积极含有Pb等而实现充分的快削性，不添加Pb等的而没有如现有的工具钢之环境问题的担心。
附图简单说明
图1为出示实施例1之发明钢No.6的X线折射曲线的图。
图2为示出实施例1之发明钢No.6及比较钢No.4的研磨断面的光学显微镜观察像的图。
具体实施例方式
为了确认本发明之第1的易削工具钢效果，进行以下的实验。
(实施例1)
将表2及表3所示之各种合金(基料(base)组成的分类示于表4的备注栏)作为符合前述①的组成的合金，在真空感应炉中溶制·铸造成150kg钢锭。所得的钢锭以1200℃热锻造成为厚度60mm、宽65mm的钢片。所得的钢片保持5小时后870℃以15℃/h的条件冷却而作退火处理。
由退火状态的钢片分别切出摆锤式冲击试验片(JISZ2202规定之3号试验片(即具有2mmU切口)材料，与被削性试验片材料(尺寸高度55mm、宽60mm、长度200mm的长方体状)。另外，摆锤式冲击试验片以切口方向与热锻造的纵向平行之T方向试验片及相同垂直的L方向试验片的两种类制作为一组。又，使用一个上述被削性试验片材料，对其表面作精加工并退火作为被削性试验片。
接着，将摆锤式冲击试验片及被削性试验片材料中的一个如表1所示的每一基料组成在一定的条件正火或淬火回火处理，再对表面精加工而作为最终的摆锤式冲击试验片及淬火回火(S55C为基料组成者仅正火)被削性试验片。又，其中使用被削性试验片以JISZ2245规定的方法测定洛氏硬度(仅SS55C为JISZ2246规定的肖氏(Shore)硬度)。
并且，使用摆锤式冲击试验片进行JISZ2242规定的摆锤式冲击试验，切口方向与纵向平行的T方向试验片，与同样垂直L方向试验片两者进行试验时，T方向试验片所得之摆锤式冲击值为IT，在L方向试验片而得之摆锤式冲击试验值为IL，求出IT/IL(T/L)。又，使用退火之被削性试验片(SA)及淬火回火被削性试验片(HT)，分别在以下的条件进行被削性试验。即，正火材料、淬火回火材料以超硬端铣刀进行切削，测定侧面磨耗宽度为0.3mm时的切削长来而评价被削性。另外，结果以现有钢的切削长作为100相对表示。试验条件于单一刃的超硬端铣刀以切削宽1mm、切削深度3mm、切削速度50m/min、切削材的进给量0.05mm/刃，使用切削油的湿式切削进行。
并且，试验后的摆锤式冲击试验片的表面镜面研磨后，在其表面进行SEM观察以及EPMA面分析，求出TICS的形成面积率。另外，以X线折射栓查TICS的构造，可见前述之M4Q2C2化合物相为主体。以上的结果示于表4。
从该结果可见具有相同基料组成的合金满足本发明的组成在退火以及淬火回火(或正火)的任一状态被削性皆优，且T方向与L方向的摆锤式冲击值的差亦变小，异方性获得改善。
(实施例2)
将表5及表6所示的各种合金(基料组成的分类示于表7的备注栏)作为符合前述②的组成的合金，与实施例1同样地溶制·铸造。所得之钢锭以与实施例1相同的条件热锻造而作为钢片后再退火处理。从该退火钢片分别切出与实施例1相同的摆锤式冲击试验片材料与被削性试验片材料。又，使用上述被削性试验片材料中的一个，对其表面精加工后退火作为被削性试验片。接着，将摆锤式冲击试验片材料以及被削性试验片材料中的一个以表1所示的每一基料组成以一定的条件进行淬火回火处理，在对表面精加工后作为最终的摆锤式冲击试验片以及淬火回火的被削性试验片。并与实施例1同样地进行洛氏硬度测定，摆锤式冲击试验以及被削性试验。又，试验后的摆锤式冲击试验片的表面镜面研磨后，在其表面进行SEM观察以及EPMA面分析，求出TICS的形成面积率。另外，以X线折射调查TICS的构造，发现前述的M4Q2C2化合物相为主体。以上的结果示于表7。
从该结果发现，具有相同基料组成的合金中本发明的组成充足者在退火以及淬火回火的任一状态被削性皆优良，且T方向与L方向的摆锤式冲击值的差亦变小，异方性获得改善。
(实施例3)
将表8及表9所示之各种合金(基料组成的分类示于表10的备注栏)作为符合前述③的组成的合金，与实施例1同样地溶制·铸造。所得钢锭以与实施例1相同的条件热锻造而作为钢片再退火处理。由该退火钢片分别切出与实施例1相同的摆锤式冲击试验片材料(除具有10mmR切口的试验片取代3号试验片之外均与实施例1相同)与被削性试验片材料。又，使用上述被削性试验片材料中的一个，对其表面精加工后退火作为被削性试验片。接着，将摆锤式冲击试验片材料以及被削性试验片材料中一个以表1所示的每一基料组成以一定的条件进行淬火回火处理，表面精加工并作为最终的摆锤式冲击试验片以及淬火回火之被削性试验片。并与实施例1同样地进行洛氏硬度测定、摆锤式冲击试验以及被削性试验。又，试验后的摆锤式冲击试验片的表面镜面研磨后，在其表面进行SEM观察以及EPMA面分析，求出TICS的形成面积率。另外，以X线折检查TICS的构造，可见前述的M4Q2C2化合物相为主体。以上的结果示于表10。
从该结果发现，具有相同基料组成之合金中，本发明的组成充足者在退火以及淬火回火之任一状态被削性皆优良，且T方向与L方向的摆锤式冲击值的差亦变小，异方性获得改善。
(实施例4)
将表11及表12所示之各种合金(基料组成的分类示于表13的备注栏)作为符合前述④的组成的合金，与实施例1同样地溶制·铸造。所得之钢锭以与实施例1相同的条件热锻造而作为钢片再退火处理。由该退火钢片分别切出与实施例1相同的摆锤式冲击试验片材料(除具有10mmR切口的试验片取代3号试验片之外，均与实施例1相同)与被削性试验片材料。又，使用上述被削性试验片材料中的一个，对其表面完成加工而退火作为被削性试验片。接着，将摆锤式冲击试验片材料以及被削性试验片材料一个以表1所示的每一基料组成以一定的条件进行淬火回火处理，表面精加工并作为最终的摆锤式冲击试验片以及淬火回火之被削性试验片。并与实施例1同样地进行洛氏硬度测定、摆锤式冲击试验以及被削性试验。又，试验后的摆锤式冲击试验片的表面镜面研磨后，在其表面进行SEM观察以及EPMA面分析，求出TICS的形成面积率。另外，以X线折射检查TICS的构造，发现前述的M4Q2C2化合物相为主体。以上的结果示于表13。
从该结果发现，在具有相同基料组成的合金中，本发明的组成充足者在退火以及淬火回火的任一状态被削性皆优良，且T方向与L方向的摆锤式冲击值的差亦变小，异方性获得改善。
(实施例5)
将表14及表15所示之各种合金(基料组成的分类示于表16的备注栏)作为符合前述⑤的组成的合金，与实施例1同样地溶制·铸造。所得之钢锭以与实施例1相同的条件热锻造而作为钢片再退火处理。由该退火钢片分别切出折抗试验片材料(尺寸3mm×5mm×35mm)与实施例1相同的被削性试验片材料。另外，折抗试验片材料，使纵向与长度方向一致的试验片(L方向试验片)与相同厚的与度方向一致的试验片(T方向试验片)为一组而制作。又，使用上述被削性试验片材料中的一个，对其表面进行精加工后退火作为被削性试验片。接着，将折抗试验片材料以及被削性试验片材料中的一个以表1所示之每一基料组成以一定的条件进行淬火回火处理，在表面精加工并作为最终的折抗冲击试验片以及淬火回火的被削性试验片。并与实施例1同样地进行洛氏硬度测定以及被削性试验。另外，采用折抗试验片进行跨度长30mm的3点弯曲折抗试验，在T方向试验片所得之抗折力为PT，L方向试验片所得之抗折力为PL，求出PT/PL(T/L)。又，试验后的抗折冲击试验片的表面镜面研磨后，在其表面进行SEM观察以及EPMA面分析，求出TICS的形成面积率。另外，以X线折射检查TICS的构造，可见前述的M4Q2C2化合物相为主体。以上的结果示于表16。
从该结果发现，具有相同基料组成之合金中，本发明的组成充足者在退火以及淬火回火之任一状态被削性皆优良，且T方向与L方向的摆锤式冲击值的差亦变小，异方性获得被改善。
为了确认本发明之第2的快削性工具钢效果，进行以下的实验。
(实施例6)
将表17所示之化学成份的发明钢以及比较钢的150kg钢块以高频率感应炉溶制。将其加热保持于1200℃后，以热锻造加工成60mm×60mm的方形棒料。对其热处理而得到表面硬度洛氏硬度)HRC40±3，以870℃、900℃、935℃中的任一适当温度加热100分钟后进行冲风冷却(固溶化处理)，其后以500℃、520℃、540℃中的任一适当温度加热5小时后进行空冷(时效析出强化处理)。
本发明钢的主要夹杂物为(Ti、Zr、V)4(S、Se、Te)2C2的化合物，但(Ti、Zr、V)S和(Ti、Zr、V)S3、(Ti、Zr、V)0.81S的(Ti、Zr、V)系硫化物和(Ti、Zr、V)C的(Ti、Zr、V)系碳化物，同时还有含有Mn比较多的MnS。
夹杂物的确定采用以下的方法。
从各方形棒料切出适量的试验片，通过使用含有四甲基胺氯化物与10％的乙醯丙酮溶液作为电解质，电解金属矩阵部分。并过滤溶解后的电解液，将工具钢中含有的不溶化合物抽出干燥后以X线折射绕射仪(diffractometer)方法分析，由该折射曲线(profile)的出现最高值(peak)进行化合物的确定。图1示出发明钢No.6的绕射仪法的X线折射曲线，图2示出相同发明钢No.6与比较钢No.4的钢表面的光学显微镜观察像(倍率400倍)。比较钢No.4系用以提高被削性而使MnS形成于钢中。发明钢No.6的观察像为观察球状的赋予快削性化合物相。又，在比较钢No.4的观察像中观察到纵向延伸形状的MnS。
又，钢材组织中的化合物粒子的组成通过其它方法EPMA实施分析。通过二座标绘图确认与X线折射同定的化合物对应组成的化合物的形成。并在含较多V的发明钢No.12中以EPMA分析其研磨剖面，确认电解液中不溶的化合物的金属元素成份主要成份为Ti，同时亦含有V。
对上述的各试验品进行以下的实验。
1.被削性评价
被削性的评价系以被切削加工时的工具磨耗量评价。切削工具系使用2枚刃ψ10mm的高速钢端铣刀进行深度5mm的沟槽加工，切削速度258mm/min，进给速度0.02mm/刃，以干式的条件测定在切削长4000mm时的端铣刀工具侧面的平均磨耗宽(Vbase(mm))。另外，被削材料为对任一种钢进行热处理，使用洛氏硬度调整在HRC40±3以内。该磨耗量以被削性提高元素未添加、亦没有赋予快削性化合物相形成的比较钢No.1为基准，磨耗量在80％以下者判断为被削性良好。
2.韧性评价
韧性的评价用摆锤式冲击试验(JISZ2242记载)实施。试验片系由方形棒料的T方向与L方向制作所谓2mmU切口试验片(JISZ2202记载3号试验片)。并使用摆锤式冲击试验片进行JISZ2242规定之摆锤式冲击试验，同时将切口方向与纵向平行的T方向试验片与相同垂值的L方向试片的双方进行试验，T方向试验片所得的摆锤式冲击值为IT，L方向试验片所得之摆锤式冲击值为IL，求出IL/IT(T/L)。试验片硬度采用通过热处理将洛氏硬度调整在HRC40±3以内。该IL/IT(T/L)用比较钢No.4的MnS利用钢材对比，值大者判断为T方向的劣化变小。结果示于表18。
由表18可见，与比较钢No.1的被削性基准相对，添加被削性提高元素的比较钢No.2具有大致相同的被削性能，但发明钢和现有的添加被削性提高元素的比较钢No.3、4磨耗量在80％以下为被削性良好。但是，比较钢No.3、4因为利用MnS，由摆锤式冲击试验值所见的IT/IL比在0.3以下T方向的韧性劣化加剧。发明钢则被削性良好，且IT/IL比亦为0.3以上，韧性值的劣化被抑制。并且，满足条件A的发明钢No.1～5与不满足该条件A的发明钢No.16、17相比被削性较优良。与仅满足条件A的发明钢No.1～5相比，也满足条件B的发明钢No.6～15的被削性更为良好。
(实施例7)
将表19/表20(A组)、表22/表23(B组)、表25/表26(C组)所示化学成份的发明钢及比较钢的150kg钢块以高频率感应炉溶制，并进行与实施例1相同的锻造/退火处理，由其退火材料加工为被削性评价试验片(与实施例1相同)，韧性评价(摆锤式冲击试验)试验片(与实施例1相同)，镜面性评价试验片(长60mm、宽55mm、厚度15mm的角板状)，盐水喷雾试验片(长55mm、宽80mm、厚度1mm的角板状)。
使用这些试验片进行以下的各评价试验。
1.被削性评价
将该加工后再度退火处理者作为退火(SA)后的被削性试验片，另外，对每个各组的钢材以表28所示条件进行硬化热处理，并作为硬化热处理(HT)后的被削性试验片。被削性的评价系以被切削加工时的工具磨耗量评价。切削工具系使用2枚刃ψ10mm的高速钢端铣刀进行深度5mm的沟槽加工，切削速度25mm/min，进给速度0.02mm/刃，以干式的条件测定端铣刀工具侧面的平均磨耗宽(Vbase(mm))为0.3mm之切削距离进行评价。另外，切削距离以被削性提高元素未添加、亦没有赋予快削性化合物相的形成的现有钢为基准，以表21、表24、表27相对值表示为结果。
2.韧性评价
进行表22的硬化热处理，并以摆锤式冲击试验进行与实施例1相同的评价。结果示于表21、表24、表27。
3.镜面性评价
以金刚钻回转磨石回进行机械研磨，以磨石号码#150→#400→#800→#1500→#3000依次仔细地进行镜面研磨，通过JISB0601(1994)规定的方法，在研磨面上任意选择5个部位在基准长15mm处进行表面粗糙度测定，求出算术平均粗糙度Ra作为前述5个部位的平均值。结果示于表21、表24、表27。
4.盐水喷雾试验
以JISZ2371(1994)规定的方法实施。试验后，以腐蚀面积率在以下的4阶段评价。A未腐蚀、B可见腐蚀但未满5％、C5％以上20％以下、D超过20％。结果示于表21、表24、表27。
由上述结果，可见本发明钢与本发明以外的快削钢(各表中表示为比较钢)相比，能得到被削性、韧性(特别是方向性)以及镜面性全部良好的结果。又，通过添加适量的Cr，可确保在盐水喷雾试验的耐蚀性亦良好。
表1①正火②淬火回火表2
表3表4表5表6表7表8表9表10表11表12表13表14表15表16表17化学成分(質量％)
表18各種試験結果表19表20表21表22表23表24表25表26表27
表28
权利要求
1.一种易削工具钢，含有作为主要成份的铁，0.1～2.5质量％的C，其特征在于，以Ti的含有率WTi(质量％)、Zr的含有率WZr(质量％)，含有Ti及/或Zr使以WTi+0.52WZr为0.03～3.5质量％，
以S的含有率为WS(质量％)、Se的含有率为WSe(质量％)、Te的含有率为WTe(质量％)，至少含有S、Se、Te中之一种，使WS+0.4WSe+0.25WTe为0.01～1.0质量％，且(WTi+0.52WZr)/(WS+0.4Wse+0.25WTe)为1～4，
并且，Ti及/或Zr为金属元素成份的主要成份，与该金属元素成份的结合成份必须有C，含有至少S、Se、Te中的一种快削性化合物相以在断面的面积率在0.1～10％的范围分散形成于组织中。
2.如权利要求1或2所述的易削工具钢，其特征在于，所述赋予快削性化合物相以M4Q2C2(M为Ti和/或Zr为主要成分的金属元素成份，Q为S、Se、Te中至少任一种)表示的化合物相为主体。
3.如权利要求1或2所述的易削工具钢，其特征在于，还含有在2.0质量％以下的Mn，2.5质量％以下的Ni，17质量％以下的Cr，Mo+0.5W为12质量％以下而成之Mo和/或W，以及6质量％以下的V，15.0质量％以下的Co中选择的一种以上。
4.如权利要求1或2所述的易削工具钢，其特征在于，Si含有量在2.0质量％以下，Al含有量在0.1质量％以下以及N含有量在0.040质量％以下。
5.如权利要求1或2所述的易削工具钢，其特征在于，含有0.0050质量％以下的Ca，0.2质量％以下的Pb，0.2质量％以下的Bi，和Nb+0.5Ta合计为0.05质量％以下而组成的Nb和/或Ta，以及0.50质量％以下的1种以上的稀土类金属元素。
6.如权利要求1或2所述的易削工具钢，其特征在于，含有0.1～0.6质量％的C，在2.0质量％以下的Mn，1.0质量％以下的Ni，3质量％以下的Cr，Mo+0.5W合计在1.0质量％以下而成的Mo的/或W，0.5质量％以下的V及1.0质量％以下的Co中选择的一种以上。
7.如权利要求6所述的易削工具钢，其特征在于，被用作为塑料成形模具用材料。
8.如权利要求1或2所述的易削工具钢，其特征在于，含有0.2～0.6质量％的C，还含有在0.3～7质量％作为必须成份的Cr，2.0质量％以下的Mn，2.5质量％以下的Ni，Mo+0.5W合计在4.0质量％以下而成之Mo和/或W，2质量％以下的V及5.0质量％以下的Co中选择的一种以上。
9.如权利要求8所述的易削工具钢，其特征在于，被用作为热模具用材料。
10.如权利要求1或2所述的易削工具钢，其特征在于，含有0.3～1.8质量％的C，还含有在4质量％之Cr，2.0质量％以下的Mn，2.5质量％以下的Ni，Mo+0.5W合计在2.5质量％以下而成的Mo和/或W，1质量％以下的V及1.0质量％以下的Co中选择的一种以上。
11.如权利要求10所述的易削工具钢，其特征在于，被用作为冷压模具用材料、切削工具用材料、或耐冲击工具用材料。
12.如权利要求1或2所述的易削工具钢，其特征在于，含有0.5～2.5质量％的C，还含有在4～17质量％作为必须成份的Cr，2.0质量％以下的Mn，1.0质量％以下的Ni，Mo+0.5W合计在1.5质量％以下而成的Mo和/或W，1质量％以下的V以及1.0质量％以下的Co中选择的一种以上。
13.如权利要求12所述的易削工具钢，其特征在于，被用作为冷模具用材料。
14.如权利要求1或2所述的易削工具钢，其特征在于，含有0.5～2.0质量％的C，还含有在3～7质量％作为必须成份的Cr，Mo+0.5W合计在4～12质量％以下而成的作为必须成份的Mo和/或W，0.5～6.0质量％以下的作为必须成份的V，2.0质量％以下的Mn，1.0质量％以下的Ni，以及15.0质量％以下的Co中选择的三种以上。
15.如权利要求14所述的易削工具钢，其特征在于，被用作为切削工具用材料、冷压模具用材料、或热压模具用材料。
16.一种易削工具钢，含有作为主要成份的铁，0.001～0.6质量％的C，
还含有6质量％以下范围内的Ti、5质量％以下范围内的Cu，3质量％以下范围内的Al；
其特征在于，还以Ti的含有量为WT(质量％)，Zr的含有量为WZr(质量％)，含有Ti与Zr的任一种使X(质量％)＝WTi+0.52WZr为0.03～3.5质量％，
还以S的含有率为WS(质量％)、Se的含有率为WSe(质量％)、Te的含有率为WTe(质量％)而含有在S、Se、Te中选择的一种或二种以上，使Y(质量％)＝WS+0.4WSe+0.25WTe为0.01～1.0质量％；
并且，以Ti和/或Zr为金属元素成份的主要成份，该金属元素成份之结合成份必须有C，且含有至少S、Se、Te中的任一种的快削性化合物相分散形成于组织中。
17.如权利要求16所述的易削工具钢，其特征在于，所述X及所述Y的值设定成1≤X/Y≤4。
18.如权利要求16所述的易削工具钢，其特征在于，所述赋予快削性化合物相以M4Q2C2(M为以Ti和/或Zr为主要成份的金属元素成份，Q为至少S、Se、Te中的任一种)表示之化合物相为主体。
19.如权利要求16或17所述的易削工具钢，其特征在于，由前述工具刚的锻伸材制作切口方向与锻伸方向平行之T方向试验片与相同垂直的L方向试验片作为JISZ2202规定的3号试验片，
使用这些试验片进行JISZ2242规定之摆锤式冲击试验时，以所述T方向试验片所得的摆锤式冲击值为IT，以所述L方向试验片所得的摆锤式冲击试验值为IL，则IT/IL为0.3以上。
20.如权利要求16或17所述的易削工具钢，其特征在于，在材料的研磨表面观察到的快削性化合物相的面积率为0.1～10％。
21.如权利要求16或17所述的易削工具钢，其特征在于，以C的含有量为WC(质量％)，满足0.2X≤Y≤X，且0.07X≤WC≤0.75X。
22.如权利要求16或17所述之易削工具钢，其特征在于，含有22质量％以下的Cr，以Mo的含有量为WMo(质量％)，以W的含有量为WW(质量％)，还含有在WMo+0.5WW为4质量％以下而成的Mo和/或W，3质量％以下的Mn，2质量％以下的Co，1质量％以下的Nb，1质量％以下的V中选择的一种或二种以上。
23.如权利要求16或17所述的易削工具钢，其特征在于，Si的含有量为2质量％以下，N之含有量为0.04质量％以下，以及0的含有量为0.03质量％以下。
24.如权利要求16或17所述易削工具钢，其特征在于，还含有在0.005质量％以下的Ca，0.2质量％以下的Pb，0.2质量％以下的Bi，0.05质量％以下的Ta，0.01质量％以下的B，以及0.5质量％以下的稀土类元素中选择的一种或二种以上。
25.如权利要求16或17所述的易削工具钢，其特征在于，含有0.001～0.4质量％的C，0.5～5质量％的Cu，1～5质量％的Ni，0.5～3质量％的Al，且Cr的含有率在10质量％以下。
26.如权利要求16或17所述的易削工具钢，其特征在于，Cr的含有率为10～22质量％。
27.如权利要求16或17所述的易削工具钢，其特征在于，被用作为塑料的成形用模具。
全文摘要
提供一种易削工具钢,含有Ti及/或Zr,以Ti的含有率为WTi(质量%)、Zr的含有率为WZr(质量%),使WTi+0.52WZr为0.03～3.5质量%。并且,以S的含有率为WS(质量%)、Se的含有率为WSe(质量%)、Te的含有率为WTe(质量%),使WS+0.4WSe+0.25WTe为0.01～1.0质量%,且(WTi+0.52WZr)/(WS+0.4WSe+0.25WTe)为1～4,而至少含有S、Se、Te中任一种。并且,Ti及/或Zr为金属元素成份的主要成份,该金属元素成份之结合成份必须有C,含有至少S、Se、Te中之任一种的赋予快削性化合物相在断面的面积率在0.1～10%的范围分散形成于组织中。故均具有优良的被削性,同时有关材料的锻伸方向的机械特性特别是韧性难以产生异方性。
文档编号C22C38/48GK1385548SQ0210696
公开日2002年12月18日 申请日期2002年3月5日 优先权日2001年3月5日
发明者石田清仁, 及川胜成, 藤井利光, 松田幸纪, 尾崎公造, 仓田征儿, 清水崇行 申请人:石田清仁, 独立行政法人产业技术总合研究所, 及川胜成, 大同特殊钢株式会社