JP6032881B2

JP6032881B2 - 熱間金型用鋼

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Publication number: JP6032881B2
Application number: JP2011228453A
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Inventors: 幸生舘
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Priority date: 2011-10-18
Filing date: 2011-10-18
Publication date: 2016-11-30
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Description

この発明は、熱間鍛造、熱間押出、ダイカストその他の鋳造などに用いる熱間金型用鋼に関する。

従来、熱間金型用鋼として、ＪＩＳのＧ４４０４には、合金工具鋼鋼材の一部として、ＳＫＤ４、ＳＫＤ５、ＳＫＤ６、ＳＫＤ６１、ＳＫＤ６２、ＳＫＤ７、ＳＫＤ８、ＳＫＴ３、ＳＫＴ４、ＳＫＴ６が規定されている。これらの熱間金型用鋼の用途例として、ＳＫＤ４、ＳＫＤ５、ＳＫＤ６、ＳＫＤ６１はプレス型、ダイカスト型、押出工具、シャーブレードが例示され、ＳＫＤ６２及びＳＫＤ７はプレス型、押出工具が例示され、ＳＫＤ８はプレス型、ダイカスト型、押出工具が例示され、さらにＳＫＴ３、ＳＫＴ４及びＳＫＴ６は鍛造型、プレス型及び押出工具が例示されている。

ところで、熱間加工工具鋼の鋼材として、重量％で次に示す値からなる合金組成を有することを特徴とする、熱間加工工具鋼の鋼材であって、Ｃ：０．３〜０．４、Ｍｎ：０．２〜０．８、Ｃｒ：４〜６％、Ｍｏ：１．８〜３、Ｖ：０．４〜０．６、バランス：鉄及び不可避の金属不純物及び不可避の非金属不純物からなり、該非金属不純物は、次に示す最高量で存在できるシリコン、窒素、酸素、リン及び硫黄を含む：Ｓｉ：ｍａｘ．０．２５重量％、Ｎ：ｍａｘ．０．０１０重量％、Ｏ：ｍａｘ．１０ｐｐｍ、Ｓ：ｍａｘ．０．０００８重量％、該鋼材は、１０００〜１０８０℃の温度におけるオーステナイト化および５５０〜６５０℃の焼戻しによって４５ＨＲＣを超える硬度を得ることができる、熱間加工工具用の鋼材が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。

さらに、ダイカスト用金型鋼として、質量％で、０．３２〜０．４２％のＣを含む鋼に、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＶの必須添加元素、少なくともいずれかを含み得るＭｏ及びＷの準必須添加元素、及び、任意に含み得る任意添加元素添加したダイカスト金型鋼であって、前記任意添加元素において、Ｃｕを１．０％以下、Ｎｉを０．５％以下、Ｃｏを１．０％以下、Ｂを０．０１％以下、Ｓｅを０．０５％以下、Ｔｅを０．０５％以下、Ｐｂを０．０５％以下、Ｂｉを０．０１％以下、Ｃａを０．０１％以下、Ｎｂを０．１％以下、Ｔａを０．１％以下、Ｔｉを０．１％以下、Ｚｒを０．１％以下、ＲＥＭを０．１％以下、Ｍｇを０．１％以下で任意に含みうるとともに、前記必須添加元素において、質量％で、Ｃｒを４．０〜６．０％の範囲内、Ｓｉを０．０５〜０．２％の範囲内、Ｍｎを０．３〜１．５％の範囲内、及び、Ｖを０．２〜０．７％の範囲内で添加し、前記準必須添加元素において、質量％で、Ｍｏ及び／又はＷを、０．８≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦２．０となるように添加し３０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上の熱伝導率を与えたことを特徴とするダイカスト金型鋼が提案されている（例えば、特許文献２参照。）。

特許４５１６２１１号公報特開２０１０−１６８６３９号公報

熱間金型用鋼として高靭性及び高強度を両立させるには、合金元素の添加量に加えて、生成する炭化物の組成の制御が重要であり、また、焼入性を高めて靭性を向上させるために、Ｃｒ及びＭｏの添加は有効であるが、Ｃｒ及びＭｏのバランスを考慮しなければ、析出する炭化物としてＭＸやＭ₂Ｃが少なくなり、高温強度が不十分になる問題がある。

本発明が解決しようとする課題は、上記の問題を解消して、高靭性かつ高強度な熱間金型用鋼を提供することである。

上記の課題を解決するための本発明の手段は、第１の手段では、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｃｒ：４．１１〜５．１２％、Ｍｏ：１．４０〜２．６０％、Ｖ：０．２０〜０．８０％、Ｔｉ：０．００３０％以下、Ｎ：０．０１１６％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる熱間金型用鋼である。この熱間金型用鋼における［％Ｍｏ］と［％Ｃｒ］のバランスは、質量％で、０．３３×［％Ｃｒ］−０．３７＜［％Ｍｏ］＜４．４５−０．４４×［％Ｃｒ］の関係式を満足する。さらに、靱性がシャルピー衝撃試験値で５０．３〜８６．６Ｊ／ｃｍ ² であり、かつ、焼入焼戻しによる調質前の初期硬さのＨＲＣと焼入焼戻しによる調質後のＨＲＣとの差であるΔＨＲＣが７．３〜１１．１である。このように本発明の第１の手段は、高靭性及び高強度な熱間金型用鋼である。

第２の手段では、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｃｒ：４．１１〜５．１２％、Ｍｏ：１．４０〜２．６０％、Ｖ：０．２０〜０．８０％、Ｔｉ：０．００３０以下、Ｎ：０．０１１６％以下を含有し、さらにＮｉ：０．２〜１．５％及びＣｏ：１．２％以下のいずれか１種又は２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる熱間金型用鋼である。この熱間金型用鋼における［％Ｍｏ］と［％Ｃｒ］のバランスは、質量％で、０．３３×［％Ｃｒ］−０．３７＜［％Ｍｏ］＜４．４５−０．４４×［％Ｃｒ］の関係式を満足する。さらに、靱性がシャルピー衝撃試験値で５０．３〜８６．６Ｊ／ｃｍ ² であり、かつ、焼入焼戻しによる調質前の初期硬さのＨＲＣと焼入焼戻しによる調質後のＨＲＣとの差であるΔＨＲＣが７．３〜１１．１である。このように本発明の第２の手段は、高靭性及び高強度な熱間金型用鋼である。

第３の手段では、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｃｒ：４．１１〜５．１２％、Ｍｏ：１．４０〜２．６０％、Ｖ：０．２０〜０．８０％、Ｔｉ：０．００３０％以下、Ｎ：０．０１１６％以下を含有し、さらにＮｂ：０．３０％以下を含有し、なお、さらにＮｉ：０．２〜１．５％及びＣｏ：１．２％以下のいずれか１種又は２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる熱間金型用鋼である。この熱間金型用鋼における［％Ｍｏ］と［％Ｃｒ］のバランスは、質量％で、０．３３×［％Ｃｒ］−０．３７＜［％Ｍｏ］＜４．４５−０．４４×［％Ｃｒ］の関係式を満足する。さらに、靱性がシャルピー衝撃試験値で５０．３〜８６．６Ｊ／ｃｍ ² であり、かつ、焼入焼戻しによる調質前の初期硬さのＨＲＣと焼入焼戻しによる調質後のＨＲＣとの差であるΔＨＲＣが７．３〜１１．１である。このように本発明の第３の手段は、高靭性及び高強度な熱間金型用鋼である。

ここで、本願の上記の手段に係る発明と特許文献１の発明及び特許文献２の発明との関係について以下に説明する。

特許文献１に係る発明における合金成分の添加量の範囲は本願の上記の手段の発明と重複している。しかしながら、特許文献１の発明は、本願発明の重要な技術である、焼入焼戻し状態の炭化物組成に関する見解が論じられておらず知見されていない。かつ、当該特許文献１の段落０００８に示される合金組成では、Ｍｏの添加量は１．８〜３％、好ましくは１．８〜２．５％、好適には２．２〜２．４％であり、標準では２．３％である。この特許文献１のＭｏの含有量はいずれも本願発明が規定する０．３３×［％Ｃｒ］−０．３７＜［％Ｍｏ］＜４．４５−０．４４×［％Ｃｒ］の範囲外であることから、特許文献１の発明は、本願の上記の手段の発明とは異なる、別の発明である。

特許文献２に係る発明における合金成分の添加量の範囲は本願の上記の手段の発明と重複しているが、特許文献２の発明は、本願発明の重要な技術の一つである、Ｎの規定がされておらず、靭性が不十分になる可能性を払拭できないものである。さらに、特許文献２の発明は、本願手段の発明の別の重要な技術である、焼入焼戻し状態の炭化物組成に関する見解が論じられていない。また、特許文献２の発明に示される実施例の中には、本願手段の発明が規定する１．４０＜［％Ｍｏ］＜２．６０かつ０．３３×［％Ｃｒ］−０．３７＜［％Ｍｏ］＜４．４５−０．４４×［％Ｃｒ］の範囲外であり、さらにＮが規定されていないものであることから、特許文献２の発明も、本願の上記の手段の発明とは異なる、別の発明である。

本願の熱間金型用鋼は上記の手段からなる発明であり、鋼成分として含有されるＣｒ及びＭｏの量のバランスが適切であり、かつ、含有される炭化物の組成の制御が適切とされたことで、析出する炭化物としてのＭＸやＭ₂Ｃが適量であり、熱間鍛造、熱間押出、鋳造あるいはダイカストなどに適応した際に、靱性が５０．３〜８６．６Ｊ／ｃｍ ² であり、かつ、焼入焼戻しによる調質前の初期硬さのＨＲＣと焼入焼戻しによる調質後のＨＲＣとの差であるΔＨＲＣが７．３〜１１．１であり、高強度及び高靭性で従来の熱間金型用鋼に見られない優れた効果を奏する鋼材である。

本願の発明を実施するための形態を説明するに先立って、先ず、本願発明の熱間金型用鋼の鋼組成である化学成分の限定理由を以下に説明する。なお、％は質量％である。

Ｃ：０．３０〜０．５０％
Ｃは、十分な焼入性を確保し、炭化物を形成させることで、耐摩耗性や高温強度を得るための元素である。Ｃが０．３０％未満では、十分な高温強度及び耐摩耗性が得られず、Ｃが０．５０％を超えると凝固偏析を助長し、靭性を阻害する。そこで、Ｃは０．３０〜０．５０％とする。

Ｓｉ：０．１０〜０．５０％
Ｓｉは、製鋼における脱酸の効果及び被削性並びに焼入性の確保に必要な元素である。Ｓｉが０．１０％未満であると脱酸の効果及び焼入性の確保は発揮できず、また、被削性を悪化させる。Ｓｉが０．５０％より多すぎると靭性を低下させ、また、熱間工具鋼として重要な物性値である熱伝導率を低下させる。そこで、Ｓｉは０．１０〜０．５０％とする。

Ｍｎ：０．１０〜１．００％
Ｍｎは、焼入性を確保する元素である。Ｍｎが０．１０％未満では焼入性の確保は不十分である。一方、Ｍｎが１．００％を超えると加工性を低下させる。そこで、Ｍｎは０．１０〜１．００％とする。

Ｃｒ：４．１１〜５．１２％
Ｃｒは焼入性を改善する元素である。Ｃｒが４．００％未満では焼入性が不十分である。一方、Ｃｒが６．００％を超えると、焼入焼戻し時にＣｒ系の炭化物が過多に形成されて、高温強度及び軟化抵抗性を低下させる。そこで、Ｃｒは以上の範囲内において、実施例である補正後の表１の記載に基づき、Ｃｒは４．１１〜５．１２％とする。

Ｍｏ：１．４０〜２．６０％
Ｍｏは、焼入性と二次硬化、耐摩耗性、高温強度に寄与する析出炭化物を得るために必要な元素であり、また、焼入れ時に未固溶となった微細なＭｏ炭化物が結晶粒の粗大化を抑制する元素であるが、Ｍｏが１．４０％より少ないとそれらの効果が得られない。一方、Ｍｏは、２．６０％より過剰に添加しても効果が飽和するばかりか、Ｍｏ炭化物が粗大となって凝集することにより靭性を低下させ、また、Ｍｏの２．６０％より過剰の添加はコスト高となる。そこで、Ｍｏは１．４０〜２．６０％とする。

Ｖ：０．２０〜０．８０％
Ｖは、焼戻時に微細で硬質なＶの炭化物や炭窒化物を析出し、高温強度や耐摩耗性に寄与する元素である。また、焼入れ時にはＶの微細な炭化物や炭窒化物が結晶粒の粗大化を抑制し、靭性の低下を抑制する効果を有するが、Ｖが０．２０％より少ないとそれらの効果が得られない。一方、Ｖが０．８０％より多すぎると、凝固時に粗大なＭＸ型の炭窒化物を晶出し、靭性を阻害する。また、Ｖの０．８０％より過剰の添加はコスト高となる。そこで、Ｖは０．２０〜０．８０％とする。

Ｔｉ：０．００３０％以下
Ｔｉは、Ｎとともに凝固時に晶出するＭＸ型炭窒化物に混入し、固溶温度を上昇させる。その結果、均質化熱処理での固溶が不足し、靭性を阻害する。また、十分に固溶させるためには、均質化熱処理の高温化や長時間化が必要となり、コストおよび環境負荷を増大させる。そこでＴｉは０．００３０％以下、望ましくは０．００２０％以下とする。

Ｎ：０．０１１６％以下
Ｎは、Ｔｉとともに凝固時に晶出するＭＸ型炭窒化物に混入し、固溶温度を上昇させる。その結果、均質化熱処理での固溶が不足し、靭性を阻害する。また、十分に固溶させるためには、均質化熱処理の高温化や長時間化が必要となり、コストおよび環境負荷を増大させる。そこでＮは実施例である補正後の表１本発明鋼に基づいて０．０１１６％以下とする。

Ｎｂ：０．３０％以下
Ｎｂは、焼戻時に微細で硬質なＮｂの炭化物や炭窒化物を析出し、高温強度や耐摩耗性に寄与する元素である。また、焼入れ時にはＮｂの微細な炭化物や炭窒化物が結晶粒の粗大化を抑制し、靭性の低下を抑制する効果を有するが、Ｎｂが０．３０％より多すぎると、凝固時に粗大なＭＸ型の炭窒化物を晶出し、靭性を阻害する。また、Ｎｂの０．３０％より過剰の添加はコスト高となる。そこで、Ｎｂは０．３０％以下とする。

Ｎｉ：０．２〜１．５％
Ｎｉは焼入性と靭性を改善する元素である。しかし、Ｎｉが０．２％未満であるとその改善する効果が無い。一方、Ｎｉを２．０％より過多に添加すると高温強度及び被削性を阻害し、コストも嵩む。ところで、実施例の補正後の表１の本発明鋼に基づいてＮｉの上限を１．５％とする。そこで、Ｎｉは０．２〜１．５％とする。

Ｃｏ：２．０％以下
Ｃｏは基地を強化し高温強度を改善する元素である。しかし、Ｃｏが２．０％より過多に添加すると靭性を阻害し、コストも嵩む。そこで、Ｃｏは２．０％以下とする。
なお、上記のＮｉ及びＣｏは選択的にいずれか１種を若しくは２種を請求項１に係る発明の化学成分に加えて、補正後の請求項２又は請求項３に係る発明としている。

熱間金型用鋼の化学成分は、質量％で、Ｍｏは１．４〜２．６％、かつ、０．３３×［％Ｃｒ］−０．３７＜［％Ｍｏ］＜４．４５−０．４４×［％Ｃｒ］である理由
熱間金型用鋼においては、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＴｉなどは、ＣやＮと結合して、炭化物および／または炭窒化物を形成する。炭化物および／または炭窒化物は、溶鋼からの凝固時に液相から晶出したり、各種の熱処理を経由して鋼の基地組織から析出したりする。また、炭化物および／または炭窒化物は、Ｍ₃Ｃ、Ｍ₇Ｃ₃、Ｍ₂₃Ｃ₆、Ｍ₆Ｃ、Ｍ₂Ｃ、ＭＸ（Ｍ：Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＴｉなど。Ｘ：ＣおよびＮ。ここで、ＭＸにはＶ₄Ｃ₃も含む）などの結晶構造を成すが、合金元素添加量のバランスによって安定となる組成や結晶構造は異なる。

本願技術分野である熱間鍛造、熱間押出、ダイカストその他鋳造に用いられる熱間金型用鋼は、焼入焼戻しにより４０〜５０ＨＲＣの硬度に調質されて利用されるのが一般であり、焼入焼戻し組織中では、Ｍ₂₃Ｃ₆、Ｍ₆Ｃ、Ｍ₂Ｃ、およびＭＸが熱力学的に安定になり得る。ところで、炭化物および／または炭窒化物は硬質な物質であるが、その構造により硬度が異なり、Ｍ₂ＣやＭＸは他の構造を呈する炭化物よりも高硬度である。ゆえに、熱間金型においては、Ｍ₂ＣやＭＸが多く存在する方が高温環境下における硬度・強度を維持し易く、摩耗および／またはヒートチェックと呼ばれる熱疲労の抑制に有効である。熱間金型中のＭ₂ＣやＭＸを増加させるためには、それらを形成する主成分であるＭｏ、ＶとＣおよび／またはＮを増量すれば良いが、過剰に添加すると炭化物および／または炭窒化物の総量が多くなり、また偏析を助長して炭化物および／または炭窒化物の凝集粗大化を招くことにより、別の重要な特性である靭性を低下させる。したがって、高い水準の高温強度と靭性を兼備させるためには、Ｍ₂ＣやＭＸが安定になりやすく、かつ、炭化物および／または炭窒化物が過剰にならないようにする必要がある。

ここで、前述の如く、優れた靭性を発揮させる為に本願発明で規定した、Ｃ、ＶおよびＮの範囲において、各種の炭化物および／または炭窒化物の構成元素と成り得るＭｏについて研究を重ねた結果、ＭｏとＣｒの含有量バランスによって、安定する炭化物および／または炭窒化物が変化することを見出した。即ち、Ｍｏの質量含有量［％Ｍｏ］が、０．３３×［％Ｃｒ］−０．３７よりも小さい場合は、焼入焼戻し時にＭ₂ＣやＭＸよりも先んじて析出するＭ₂₃Ｃ₆の形成に大部分が消費されるため、高温強度に有効なＭ₂ＣやＭＸの量が不十分となる。一方、［％Ｍｏ］が、４．４５−０．４４×［％Ｃｒ］より大きい場合は、焼入焼戻し時および／または高温環境下での炭化物反応によりＭ₂ＣよりもＭ₆Ｃが安定となり、高温強度への効果が弱まることを発見するに至った。そこで、Ｍｏは１．４〜２．６％で、かつ、０．３３×［％Ｃｒ］−０．３７＜［％Ｍｏ］＜４．４５−０．４４×［％Ｃｒ］を満足するものとする。

表１に示す化学成分と、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる熱間金型用鋼を、１トン真空溶解炉を用いて溶製して、インゴットを造塊し、当該インゴットを１２５０℃で１６時間保持して均質化熱処理を施した後に、鍛錬成形比が凡そ６Ｓとなる直径１４０ｍｍに、熱間鍛造して鋼材を製造した。

表１において、※１のＱは、０．３３×［％Ｃｒ］−０．３７の値を示し、※２のＲは４．４５−０．４４×［％Ｃｒ］の値を示す。
さらに、表１において、本願発明鋼のＭｏの含有量は、質量％で、１．４％≦［％Ｍｏ］≦２．６％であり、かつ、Ｑ＜［％Ｍｏ］＜Ｒを満たすものである。

表２において、※３の高温強度は、各鋼材の中周部から各辺１５ｍｍのブロック状供試材を割出し、焼入焼戻しにより４４〜４６ＨＲＣに調質し（供試材の表面にあるスケール層を除去した後ロックウェル硬度計にて測定し初期硬さとする）、該供試材を６５０℃にて５０時間保持し、これらの鋼材を空冷した後、再び鋼材の表面にあるスケール層を除去した後ロックウェル硬度計にて測定し、初期硬さとの差、すなわち硬度低下度であるΔＨＲＣにより評価した。さらに、※４の靭性は、シャルピー衝撃試験により破壊に要したエネルギーで評価した。これらに用いた試験片は、直径１４０ｍｍ鍛造材の中心部の圧延方向と垂直方向から採取した。さらに、これらの試験片は、焼入焼戻しにより４４〜４６ＨＲＣに調質し、ＪＩＳＺ２２４２に規定する深さ２ｍｍのＵノッチを圧延方向に垂直となる面に加工したものである。

表１及び表２における本発明鋼について説明する。
表１に示す本発明鋼のＡ〜Ｃ、Ｅ〜Ｆの化学成分は本発明の請求項１の手段の鋼のＦｅ及び不可避不純物以外の化学成分のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ及びＮを示し、本発明鋼のＨの化学成分は本発明の請求項２の手段のＦｅ及び不可避不純物以外の化学成分のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎ、Ｎｂ及びＮｉを示し、本発明鋼のＩの化学成分は本発明の請求項３の手段のＦｅ及び不可避不純物以外の化学成分のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎ及びＣｏを示している。これらの化学成分は、いずれも本願発明の各化学成分として規定する範囲内にある。また、Ｑの値は［％Ｍｏ］の値より小さく、かつ［％Ｍｏ］の値はＲの値より大きい。すなわち、本発明鋼の、質量％で示す、Ｍｏ含有量は、１．４％≦［％Ｍｏ］≦２．６％であり、かつＱ＜［％Ｍｏ］＜Ｒを満足している。

次いで、表１及び表２における比較鋼について説明する。
比較鋼のｆ１は、本発明鋼Ｆ相当の鋼であるが、Ｃ添加量が本発明鋼Ｆよりも多過ぎるため、凝固偏析が顕著で、かつ、過剰な炭化物析出が生じたことで、表２にみられるように、靭性※４が３６．３Ｊ／ｃｍ ² であり、本発明鋼のＦの７７．５Ｊ／ｃｍ ² より小さく、かつ、本発明鋼の靱性の最低値の５０．３Ｊ／ｃｍ ² よりもさらに小さいので、比較鋼のｆ１は本発明鋼Ｆやその他の本発明鋼より靱性が劣っている。

比較鋼のｃ１は、本発明鋼Ｃ相当の鋼であるが、Ｃ添加量が本発明鋼Ｃよりも少なすぎるため、必要な量の炭化物析出が得られず、表２にみられるように、高温強度※３のΔＨＲＣが１４．５で本発明鋼のＣの高温強度※３のΔＨＲＣの８．１より大きく、かつ、本発明鋼の高温強度※３のΔＨＲＣ最高値の１１．１よりもさらに大きいので、本発明鋼よりも初期硬さとの硬度低下の差が大きく、比較鋼のｃ１は本発明鋼Ｃやその他の本発明鋼より高温強度が劣っている。

比較鋼のｅ１は、本発明鋼Ｅ相当の鋼であるが、本発明鋼ＥよりもＳｉ添加量が多すぎるため、基地組織の延性が低下し、表２にみられるように、靭性※４が４２．２Ｊ／ｃｍ ² であり、本発明鋼のＥの７０．３Ｊ／ｃｍ ² より小さく、かつ、本発明鋼の靱性の最低値の５０．３Ｊ／ｃｍ ² よりもさらに小さいので、比較鋼のｅ１は本発明鋼Ｅやその他の本発明鋼より靱性が劣っている。

比較鋼のｂ１は、本発明鋼Ｂ相当の鋼であるが、本発明鋼ＢよりもＭｎ添加量が少なく、したがって焼入性が不足することで、表２にみられるように、靭性※４が４１．９Ｊ／ｃｍ ² であり、本発明鋼のＢの６７．４Ｊ／ｃｍ ² より小さく、かつ、本発明鋼の靱性の最低値の５０．３Ｊ／ｃｍ ² よりもさらに小さいので、比較鋼のｂ１は本発明鋼Ｂやその他の本発明鋼よりも靱性が低下している。

比較鋼のｅ２は、本発明鋼Ｅ相当の鋼であるが、本発明鋼ＥよりもＣｒ添加量が少なく、十分な焼入性が得られないため、表２にみられるように、靭性※４が３８．１Ｊ／ｃｍ ² であり、本発明鋼のＥの７０．３Ｊ／ｃｍ ² より小さく、かつ、本発明鋼の靱性の最低値の５０．３Ｊ／ｃｍ ² よりもさらに小さいので、比較鋼のｅ２は本発明鋼Ｅやその他の本発明鋼より靱性が低下している。

比較鋼のｆ２は、本発明鋼のＦ相当の鋼であるが、本発明鋼ＦよりもＣｒ添加量が多すぎるため、より有効なＭＸやＭ₂Ｃの析出が少なくなり、表２にみられるように、高温強度※３のΔＨＲＣが１５．２で本発明鋼のＦの高温強度※３のΔＨＲＣの７．５より大きく、かつ、本発明鋼の高温強度※３のΔＨＲＣ最高値の１１．１よりもさらに大きいので、本発明鋼よりも初期硬さとの硬度低下の差が大きく、比較鋼のｆ２は本発明鋼Ｆやその他の本発明鋼より高温強度が大きく低下している。

比較鋼のｆ３は、本発明鋼Ｆ相当の鋼であるが、ｆ３のＣｒ添加量は本発明鋼Ｆと全く同一である。ところで、ｆ３の［％Ｍｏ］の値は２．４５であるが、表１のｆ３のＲ※２の値すなわち４．４５−０．４４×［％Ｃｒ］は２．２１であり、これは本願発明の［％Ｍｏ］＜４．４５−０．４４×［％Ｃｒ］の関係式を満足しないものである。したがって、本発明鋼ＦよりもＭｏ添加量がやや多く、表２に見られるように、ｆ３は高温強度※３のΔＨＲＣが１３．４で本発明鋼のＦの高温強度※３のΔＨＲＣの７．５より大きく、かつ、本発明鋼の高温強度※３のΔＨＲＣ最高値の１１．１よりもさらに大きいので、本発明鋼よりも初期硬さからの硬度低下が大きく十分な高温強度が得られていない。このように比較鋼のｆ３は本発明の適正範囲内のＭｏ量を添加しても、優れた強度は得られない。

比較鋼のａ２は、本発明鋼Ａ相当の鋼であるが、ａ２のＣｒ添加量は本発明鋼Ａと略同一でやや多い。ところで、ａ２の［％Ｍｏ］の値は２．５５であるが、表１のａ２のＲ※２の値すなわち４．４５−０．４４×［％Ｃｒ］は２．４７であり、これは本願発明の［％Ｍｏ］＜４．４５−０．４４×［％Ｃｒ］の関係式を満足しないものである。したがって、本願発明鋼ＡよりもＭｏ添加量がやや多く、表２に見られるように、ａ２は高温強度※３のΔＨＲＣが１３．０で本発明鋼のＡの高温強度※３のΔＨＲＣの７．３より大きく、かつ、本発明鋼の高温強度※３のΔＨＲＣの最高値である１１．１よりもさらに大きな値であるので、本発明鋼よりも初期硬さからの硬度低下が大きい。したがって、ａ２は、高温強度が低く、十分な高温強度が得られていない。このように比較鋼のａ２は本発明の適正範囲内のＭｏ量を添加しても、優れた強度は得られない。

比較鋼のｈ１は、本発明鋼Ｈ相当の鋼であるが、ｈ１のＣｒ添加量は本発明鋼Ｈと略同一でやや多い。ところで、ｈ１の［％Ｍｏ］の値は１．４３であるが、ｈ１の表１のＱ※１の値すなわち０．３３×［％Ｃｒ］−０．３７は１．４７であり、これは本願発明の０．３３×［％Ｃｒ］−０．３７＜［％Ｍｏ］の関係式を満足しないものである。したがって、本発明鋼ＨよりもＭｏ添加量がやや少なく、表２にみられるように、ｈ１は高温強度※３のΔＨＲＣが１４．１で本発明鋼のＨの高温強度※３のΔＨＲＣの１１．１より大きく、かつ、本発明鋼のＨの高温強度※３のΔＨＲＣは本発明鋼の最高値であることから、本発明鋼よりも初期硬さからの硬度低下が大きく十分な高温強度が得られていない。このように比較鋼のｈ１は本発明の適正範囲内のＭｏ量を添加しても、優れた強度は得られない。

比較鋼のｃ２は、本発明鋼Ｃ相当の鋼であるが、ｃ２のＣｒ添加量は本発明鋼Ｃと略同一である。しかし、ｃ２の［％Ｍｏ］の値は２．７０であり、これは本発明鋼Ｃの［％Ｍｏ］の値の２．５１を超えており、このため、これ等の値は本願発明の［％Ｍｏ］＜４．４５−０．４４×［％Ｃｒ］の関係式を満足しないものである。したがって、表２に見られるように、ｃ２は靭性※４が４０．８Ｊ／ｃｍ ² であり、本発明鋼のＣの５０．３Ｊ／ｃｍ ² より小さく、かつ、本発明鋼のＣの５０．３Ｊ／ｃｍ ² は本発明鋼の靱性の最低値であることから、比較鋼のｃ２は本発明鋼Ｃやその他の本発明鋼の靱性に比して劣っている。

比較鋼のｅ３は、本発明鋼Ｅ相当の鋼であるが、本発明鋼ＥよりもＭｏ添加量が少なく、表２にみられるように、高温強度※３のΔＨＲＣが１５．９で本発明鋼のＥの高温強度※３のΔＨＲＣの９．６より大きく、かつ、本発明鋼の高温強度※３のΔＨＲＣ最高値の１１．１よりもさらに大きいので、本発明鋼よりも初期硬さからの硬度低下が大きく、比較鋼のｅ３は本発明鋼Ｅやその他の本発明鋼より高温強度が大きく低下し、十分な高温強度が得られない。

比較鋼のａ３は、本発明鋼Ａ相当の鋼であるが、本発明鋼ＡよりもＶ添加量が０．１６％と少なく、表２にみられるように、高温強度※３のΔＨＲＣが１３．８で本発明鋼のＡの高温強度※３のΔＨＲＣの７．３より大きく、かつ、本発明鋼の高温強度※３のΔＨＲＣ最高値の１１．１よりもさらに大きいので、本発明鋼よりも初期硬さからの硬度低下が大きく、比較鋼のａ３は本発明鋼Ａやその他の本発明鋼より高温強度が大きく低下し、十分な高温強度が得られない。

比較鋼のｂ２は、本発明鋼Ｂ相当の鋼であるが、本発明鋼ＢよりもＶ添加量が過剰で、凝固時に粗大な炭窒化物を晶出し、比較鋼のｂ２は本発明鋼Ｂやその他の本発明鋼より靱性が阻害されて低下しており、表２に見られるように、靭性※４が３１．１Ｊ／ｃｍ ² であり、本発明鋼のＢの６７．４Ｊ／ｃｍ ² より小さく、かつ、本発明鋼の靱性の最低値の５０．３Ｊ／ｃｍ ² よりもさらに小さい。

比較鋼のｃ３又は比較鋼のｂ３は、同順で本発明鋼Ｃ相当鋼又は本発明鋼Ｂ相当鋼であるが、ｃ３は本発明鋼ＣよりもＴｉ含有量が多く、又ｂ３は本発明鋼ＢよりもＮ含有量が多く、凝固時に晶出した炭窒化物の固溶温度が上昇したため、均質化熱処理での固溶が不十分となり、表２にみられるように、靭性※４がｃ３では３４．８Ｊ／ｃｍ ² で本発明鋼Ｃの５０．３Ｊ／ｃｍ ² より低下しており、ｂ３では３７．７Ｊ／ｃｍ ² で本発明鋼Ｂの６７．４Ｊ／ｃｍ ² より靱性が低下している。さらに、比較鋼のｃ３と比較鋼のｂ３の靱性※４は本発明鋼の靱性の最低値の５０．３Ｊ／ｃｍ2よりもさらに小さい。

表２の本発明鋼が有する特性は、補正後の表２の本発明鋼における、高温強度※３のΔＨＲＣが７．３〜１１．１であり、かつ、靱性※４が５０．３〜８６．６Ｊ／ｃｍ ² である評価である。一方、表２の比較鋼が有する特性では、比較鋼のｃ１、ｆ２、ｆ３、ａ２、ｈ１、ｅ３、ａ３の高温強度※３のΔＨＲＣが本発明鋼の高温強度※３のΔＨＲＣの１１．１より大きく、したがって、これらの比較鋼のものに比して本発明鋼は高温強度および靱性において優れており、さらに比較鋼のｆ１、ｅ１、ｂ１、ｅ２、ｃ２、ｃ３、ｂ３の靱性※４が本発明鋼の靱性の５０．３Ｊ／ｃｍ ² よりも低い。したがって、比較鋼は全てのものにおいて、高温強度、靱性のいずれかの特性が本発明鋼よりも劣っている結果となっている。このことから、本発明鋼は高温強度及び靱性に優れた鋼である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｃｒ：４．１１〜５．１２％、Ｍｏ：１．４０〜２．６０％、Ｖ：０．２０〜０．８０％、Ｔｉ：０．００３０％以下、Ｎ：０．０１１６％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、さらに、Ｍｏ、Ｃｒは質量％で、０．３３×［％Ｃｒ］−０．３７＜［％Ｍｏ］＜４．４５−０．４４×［％Ｃｒ］の関係式を満足し、靱性がシャルピー衝撃試験値で５０．３〜８６．６Ｊ／ｃｍ ² であり、かつ、焼入焼戻しによる調質前の初期硬さのＨＲＣと焼入焼戻しによる調質後のＨＲＣとの差であるΔＨＲＣが７．３〜１１．１であることを特徴とする高靭性及び高強度な熱間金型用鋼。
質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｃｒ：４．１１〜５．１２％、Ｍｏ：１．４０〜２．６０％、Ｖ：０．２０〜０．８０％、Ｔｉ：０．００３０％以下、Ｎ：０．０１１６％以下を含有し、さらにＮｉ：０．２〜１．５％及びＣｏ：１．２％以下のいずれか１種又は２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、さらに、Ｍｏ、Ｃｒは質量％で、０．３３×［％Ｃｒ］−０．３７＜［％Ｍｏ］＜４．４５−０．４４×［％Ｃｒ］の関係式を満足し、靱性がシャルピー衝撃試験値で５０．３〜８６．６Ｊ／ｃｍ ² であり、かつ、焼入焼戻しによる調質前の初期硬さのＨＲＣと焼入焼戻しによる調質後のＨＲＣとの差であるΔＨＲＣが７．３〜１１．１であることを特徴とする高靭性及び高強度な熱間金型用鋼。
質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｃｒ：４．１１〜５．１２％、Ｍｏ：１．４０〜２．６０％、Ｖ：０．２０〜０．８０％、Ｔｉ：０．００３０％以下、Ｎ：０．０１１６％以下を含有し、さらにＮｂ：０．３０％以下を含有し、さらにＮｉ：０．２〜１．５％及びＣｏ：１．２％以下のいずれか１種又は２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、さらに、Ｍｏ、Ｃｒは質量％で、０．３３×［％Ｃｒ］−０．３７＜［％Ｍｏ］＜４．４５−０．４４×［％Ｃｒ］の関係式を満足し、靱性がシャルピー衝撃試験値で５０．３〜８６．６Ｊ／ｃｍ ² であり、かつ、焼入焼戻しによる調質前の初期硬さのＨＲＣと焼入焼戻しによる調質後のＨＲＣとの差であるΔＨＲＣが７．３〜１１．１であることを特徴とする高靭性及び高強度な熱間金型用鋼。