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JP7144717B2 - 金型用鋼及び金型 - Google Patents

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Description

この発明は、ダイカスト、プラスチックやゴムの射出成形、鍛造等の金型に適用して好適な金型用鋼及び金型に関する。
ダイカスト品の製造に用いられるダイカスト金型の素材として、ＪＩＳ ＳＫＤ６１に代表される熱間ダイス鋼が用いられてきた。しかしながら、従来の熱間ダイス鋼では、ダイカスト金型の素材に要求される様々な特性を必ずしも充分に満足させることはできていなかった。
例えば、ダイカスト金型（金型の一部を構成する部品も含む）は、溶解→精錬→鋳造→均質化熱処理→熱間加工→焼準→焼鈍→大まかな機械加工（粗加工）→焼入れ・焼戻し→仕上げの機械加工、の工程を経て製造される。
また必要に応じて表面改質（ＰＶＤ、ＣＶＤ、窒化、ショットピーニングなど）を適用する場合もある。
ここで、ダイカスト金型に用いられる素材には「（１）焼鈍性の良さ」が求められる。上記の金型製造工程における焼鈍の役割は、後続の「大まかな機械加工」が容易な硬さに素材を軟化させることである。この焼鈍が短時間で終わるほど、生産性が良く好ましい。
ダイカスト金型用鋼の代表であるＳＫＤ６１は、８７０～９００℃の温度域から６４５℃までを時速１５℃～時速３０℃で冷却する簡単な焼鈍によって８５～９４ＨＲＢに軟化する。このように、ＳＫＤ６１の優れた点の１つは、焼鈍性の良いことである。
焼鈍材の硬さが９７ＨＲＢを超えると焼入れ前の大まかな機械加工が困難になる。そこで、焼鈍後の硬さが９７ＨＲＢを超える鋼種は、焼鈍後に６００～７５０℃における長時間加熱の追加によって硬さを下げなければならない。これによって生産性が低下し、納期遅延やコスト増を招いてしまう。ＳＫＤ６１よりもＭｎやＮｉやＣｕやＭｏなどを多く含有する５Ｃｒ系ダイス鋼は、焼入れ性が高い弊害として焼鈍性が悪くなるため、焼鈍後の長時間加熱の追加による生産性低下の問題が起こる。
また、ダイカスト金型に用いられる素材には「（２）焼入れ時の結晶粒度番号が大きくなる（結晶粒が微細になる）こと」が求められる。この理由は、焼入れ・焼戻し後、金型として使用される際の亀裂進展を抑制して割れを防ぐためである。亀裂進展の抵抗となるのは結晶粒界である。従って結晶粒が微細である方が（同じ体積内に多くの結晶粒界がある方が）、同じ外力に対する亀裂の長さが短くなって金型は割れ難い。ある温度に保持された場合の結晶粒は、保持が長時間であるほど成長し粗大になる（結晶粒度番号が小さくなる）。
焼鈍性の良さに加えてＳＫＤ６１のもう１つの優れた点は、焼入れ時の結晶粒度番号が大きい（結晶粒が微細である）ことである。ダイカスト金型は、焼入れ時に１０３０℃における約５Ｈｒの保持を受けるが、このような長時間保持であってもＳＫＤ６１のオーステナイト結晶粒の粒度番号は７以上と大きく、オーステナイト結晶粒は微細である。ＳＫＤ６１よりもＣやＳｉやＶの含有量が少ない５Ｃｒ系ダイス鋼では、焼入れ時にオーステナイト結晶粒界の移動を抑制する炭化物が少ないため、結晶粒が成長し易く、粒度番号が小さくなる問題が起こる。焼入れ時のオーステナイト結晶粒の粒度番号が５未満であると、焼入れ焼戻し後に金型として使用している際に割れが発生し易い。
また、ダイカスト金型に用いられる素材には「（３）焼入れ速度が小さくても衝撃値が高いこと」が求められる。この理由は、焼入れ・焼戻し後に金型として使用されている際の亀裂進展を抑制して割れを防ぐためである。金型は２５℃における衝撃値（Ｕノッチ半径１ｍｍ、ノッチ下高さ８ｍｍ、ノッチ下の横断面積０．８ｃｍ2）が３２Ｊ／ｃｍ2以上であると割れ難い。大きな金型（重量が２５０ｋｇ以上）の１０３０℃からの焼入れでは、４００℃以下での焼入れ速度が金型内部で分速３℃程度と非常に小さくなる（マスイフェクトで内部は非常に冷却され難い）。焼入れ性の悪い鋼材で、焼入れ速度が小さい（緩速焼入れという）場合は、マルテンサイト変態ではなくベイナイト変態が高温で起こるようになり、結晶粒内の組織（ラスやブロックやパケット）が粗大化する。この結果、焼入れ時のオーステナイト結晶粒が微細であっても粗大な粒内組織に沿って亀裂が容易に進展するため吸収エネルギーが低くなってしまう。焼入れ性が悪いＳＫＤ６１は、４００℃以下の焼入れ速度が分速３℃であると、高温でベイナイト変態してしまい金型として使われる４３ＨＲＣに焼き戻した場合の衝撃値が３２Ｊ／ｃｍ2を越え難い。
ＳＫＤ６１の欠点の1つは、焼入れ性が悪いことである。ＳＫＤ６１よりもＭｎを多く含有する５Ｃｒ系ダイス鋼は焼入性が高いために、焼入れ速度が小さくでも高衝撃値が得られる。
また、サイクルタイム短縮、鋳造品の品質向上、熱疲労亀裂の軽減、焼付き軽減等を実現するため、ダイカスト用金型には「（４）高熱伝導率であること」が求められる。高熱伝導率の金型は冷却効率が良いうえ、熱衝撃も小さくなる。この結果、サイクルタイム短縮、ダイカスト製品の高品位化、金型損傷軽減のメリットが生まれる。
４３ＨＲＣに焼戻したＳＫＤ６１の２５℃における熱伝導率（レーザフラッシュ法による測定）は２３．０～２４．５Ｗ／ｍ／Ｋであり、ダイカスト用金型としては望ましくない低さである。焼入れ性の悪さに加えてＳＫＤ６１のもう１つの欠点は、熱伝導率が低いことである。ＳＫＤ６１よりもＳｉの含有量が少ない５Ｃｒ系ダイス鋼では、ＳＫＤ６１よりも高い熱伝導率が得られる。
下記表１は、上記で述べた従来の５Ｃｒ系ダイス鋼の各特性を○，△，×で表したものである。表１で示すように、従来のダイス鋼において、（１）焼鈍性の良いこと、（２）焼入れ時の結晶粒度番号が大きいこと、（３）焼入れ速度が小さい緩速焼入れでも衝撃値が高いこと、（４）高熱伝導率であること、を全て満たすものは無い。
なお、ダイカスト金型に用いる金型用鋼の場合を例にその課題を述べたが、金型用鋼をプラスチック用の射出成形型等の他の分野の金型に用いる場合においても同様である。
Figure 0007144717000001
なお、下記特許文献１には、ＳＫＤ６１よりも熱伝導率や衝撃値を高めた熱間工具鋼が開示されている。しかしながら特許文献１に記載のものは、Ｖ添加量が０．７％未満と低く、本発明とは異なっている。
また、Ｃ－Ｍｎ－Ｃｒ－Ｍｏの各元素の組み合わせにおいて、本発明の成分範囲を満たすような実施例は開示されていない。本発明は０．３５≦Ｃ≦０．４０であるが、この範囲を満たす実施例は、発明鋼Ａ１１と比較鋼Ａ１０のみである。発明鋼Ａ１１は、Ｍｎ，Ｍｏ，Ｖの各含有量が本発明の成分範囲を外れている。また比較鋼Ａ１０は、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの各含有量が本発明の成分範囲を外れている。
また、下記特許文献２には、ＳＫＤ６１よりも焼入れ性およびクリープ特性が優れた熱間鍛造鋼が開示されている。特許文献２に記載のものは、焼入れ性を高める思想において本発明と類似するものであるが、焼鈍性が考慮されておらず、本願発明のＭｎ－Ｃｒの成分範囲を満たす実施例は開示されていない。また、特許文献２に記載のものは、高熱伝導率を志向していないため、実施例１のＳｉ量は０．２０％（本発明の上限値）と高く、実施例２のＳｉ量は本発明の上限値を超えている。
また、下記特許文献３には、ＳＫＤ６１よりも焼入れ性を高めた熱間加工用工具鋼が開示されている。しかしながら、特許文献３には焼鈍性や熱伝導率についての言及はなく、本発明の成分範囲を満たす実施例の開示はない。特許文献３の実施例では、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの６元素のうち少なくとも４元素が本発明の成分範囲から外れている。また特許文献３に記載の熱間加工用工具鋼は、Ｎｉを０．５％以上添加する必須元素としている点でも本発明と異なっている。
特開２０１１－１５７２号公報 特開平６－３２２４８３号公報 特開昭６２－１６１９４２号公報
本発明は以上のような事情を背景とし、良好な焼鈍性を有し、長時間の焼入れ加熱でも微細なオーステナイト結晶粒が生成可能で、緩速焼入れでも高い衝撃値を発現し得て、且つ高い熱伝導性能を有する金型用鋼及び金型を提供することを目的としてなされたものである。
而して請求項１のものは、金型用鋼に関するもので、質量％で０．３５≦Ｃ≦０．４０，０．００３≦Ｓｉ≦０．２０，０．７２≦Ｍｎ≦０．９４，５．７１≦Ｃｒ≦６．００，１．７４≦Ｍｏ≦２．００，０．７１≦Ｖ≦０．９０，０．００１≦Ｎ≦０．０８０を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物の組成を有することを特徴とする。

なお、金型用鋼において、下記に示す成分が下記範囲で不可避的不純物として含まれ得る。
Ｐ≦０．０５０，Ｓ≦０．００８０，Ｃｕ≦０．３０，Ｎｉ≦０．３０，Ａｌ≦０．１０，Ｗ≦０．３０，Ｏ≦０．０１，Ｃｏ≦０．３０，Ｎｂ≦０．００４，Ｔａ≦０．００４，Ｔｉ≦０．００４，Ｚｒ≦０．００４，Ｂ≦０．０００１，Ｃａ≦０．０００５，Ｓｅ≦０．０３，Ｔｅ≦０．００５，Ｂｉ≦０．０１，Ｐｂ≦０．０３，Ｍｇ≦０．０２，ＲＥＭ≦０．１０などである。
請求項２のものは、請求項１において、質量％で０．３０＜Ｗ≦５．００，０．３０＜Ｃｏ≦４．００の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする。
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、質量％で０．３０＜Ｃｕ≦１．５０，０．３０＜Ｎｉ≦１．５０の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする。
請求項４のものは、請求項１～３の何れかにおいて、質量％で０．０００１＜Ｂ≦０．００５０を更に含有することを特徴とする。
請求項５のものは、請求項１～４の何れかにおいて、質量％で０．００４＜Ｎｂ≦０．１００，０．００４＜Ｔａ≦０．１００，０．００４＜Ｔｉ≦０．１００，０．００４＜Ｚｒ≦０．１００の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする。
請求項６のものは、請求項１～５の何れかにおいて、質量％で０．１０＜Ａｌ≦１．００を更に含有することを特徴とする。
請求項７のものは、請求項１～６の何れかにおいて、質量％で０．００８０＜Ｓ≦０．０５００，０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００，０．０３＜Ｓｅ≦０．５０，０．００５＜Ｔｅ≦０．１００，０．０１＜Ｂｉ≦０．５０，０．０３＜Ｐｂ≦０．５０の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする。
請求項８のものは、金型に関するものであって、請求項１～７の何れかに記載の鋼から成ることを特徴とする。
なお、本発明において「金型」には金型本体はもとより、これに組み付けられて使用されるピン等の金型部品も含まれる。更に、本発明の鋼からなる金型で、表面処理が施されたものも含まれる。
本発明者は、上記課題を解決するため、ＳＫＤ６１に代表される５Ｃｒ系ダイス鋼の特性と成分との関係を詳細に再調査した。先述の４つの特性以外にも被削性や破壊靭性値なども十分に考慮した。その結果、各種元素を狭い範囲内に規定した場合に、上記課題が解決されることを見出した。図１では、本発明の金型用鋼における主要元素の成分範囲を、５Ｃｒ系ダイス鋼の代表であるＳＫＤ６１と比較して示している。
図１（Ａ）では、Ｃ量およびＳｉ量を示している。図１（Ａ）から分るように本発明ではＳＫＤ６１よりも著しくＳｉ量が少ない。本発明の特徴の１つである「高熱伝導率」は、主にこの低Ｓｉによるものである。
図１（Ｂ）では、Ｍｎ量およびＣｒ量を示している。図１（Ｂ）から分るように本発明では、高い焼入れ性を確保するため、これら２元素をＳＫＤ６１よりも多く添加している。
一般に焼入れ性が高いと焼鈍性は劣化する。通常は焼入れ性を高めるためにＭｎを増量するが、それだけでは焼鈍性の劣化が顕著となる。本発明では、Ｍｎと同様に焼入れ性を高めるＣｒが、焼鈍性に対してはＭｎと逆の作用（焼鈍性を高める作用）を有することを見出し、ＭｎとＣｒを同時に増量した。このように焼入れ性と焼鈍性とを両立させるためには、ＭｎとＣｒのバランスが重要である。また、後述するように本発明では、Ｍｏなどの量を適正化することによっても焼鈍性の確保を図っている。
図１（Ｃ）では、Ｍｏ量およびＶ量を示している。図１（Ｃ）から分るように本発明では、ＳＫＤ６１よりも高Ｍｏで低Ｖである。金型の大割れの原因となる粗大なＶＣを形成するＶを低減し、Ｖ＋０．５Ｍｏの量をＳＫＤ６１並みとすることで２次硬化能を確保した。Ｖ量で比較した場合には、本発明はＳＫＤ６１と重なる領域を有するが、市販されているＳＫＤ６１のＶ量は規格中央値の１％であることがほとんどである。一方、本発明のＶ量は０．９％以下であることから、ＳＫＤ６１と本発明とはＭｏ量およびＶ量においても実質的に異質である。
このように本発明では、主要元素の成分範囲を、熱間ダイス鋼の代表であるＳＫＤ６１から大きく異ならせることによって、先述の４つの課題の解決を図っている。もちろんダイス鋼としての基礎特性も損なわれていない。図１が示す通り、各主要元素の含有量が非常に狭い範囲内であれば、諸特性を高い次元で兼備させられることを見出したのが本発明である。
以上の本発明は、特にダイカスト金型用鋼として適したものであるが、プラスチックの射出成形金型用鋼、射出成形を含むゴム成形金型用鋼、温間鍛造，熱間鍛造，ホットスタンプ（ホットプレスやプレスクエンチとも言われる）等の金型用鋼としても好適なものである。
次に本発明における各化学成分の限定理由を以下に説明する。なお、各化学成分の値は何れも質量％である。
「請求項１の化学成分について」
０．３５≦Ｃ≦０．４０
Ｃ＜０．３５では、Ｃｒの含有量が多く、ＭｏやＶの含有量が少なく、焼戻し温度が高い、という場合に５０ＨＲＣ以上の高硬度を安定して得にくい。
０．４０＜Ｃでは粗大な炭化物が増加し、それが起点となるため靭性が低下する。また０．４０＜ＣではＭｓ点が下がり過ぎ、増えた残留オーステナイトが焼戻しで粗大なベイナイトになるため靭性が低下する。さらに０．４０＜Ｃでは溶接性が低下する。０．４０＜Ｃでは炭化物が多くなるため焼鈍後の硬さが高くなる欠点もある。
０．００３≦Ｓｉ≦０．２０
Ｓｉ＜０．００３では、機械加工時の被削性が著しく劣化する。また、Ｓｉ量の少ない高価な原材料を使う必要があるためコスト上昇を招く。
一方、０．２０＜Ｓｉでは熱伝導率の低下が大きい。０．２０＜Ｓｉでは、Ｓｉの固溶硬化によって焼鈍後の硬さが高くなる欠点もある。
好ましいＳｉの範囲は、０．００５≦Ｓｉ≦０．１８であり、より好ましくは０．０１≦Ｓｉ≦０．１６である。
図２は、Ｓｉ量と熱伝導率の関係を示す。
０．４０Ｃ－０．９９Ｍｎ－５．９９Ｃｒ－１．７０Ｍｏ－０．７８Ｖ－０．０１４Ｎを基本成分とし、Ｓｉ量を変化させた鋼材を用いた。上記成分の焼鈍材から作製した試験片を、１０３０℃に加熱し、１０３０℃で５Ｈｒの保持後１０３０℃から５５０℃までを分速２０℃で冷却し、５５０℃から１５０℃までを分速３℃で冷却して焼き入れた。この焼入れ履歴は、冷え難い大きな金型内部の焼入れを模擬している。さらに上記の焼入れ材を４３．３ＨＲＣに焼戻した。
この焼戻し材の２５℃における熱伝導率をレーザフラッシュ法によって測定した。金型の長寿命化や鋳造品質の向上の観点から、熱伝導率は２５．５Ｗ／ｍ／Ｋ以上と高いほど好ましい。図２に示すように、Ｓｉ≦０．２０で、熱伝導率が２５．５Ｗ／ｍ／Ｋ以上となることから、本発明ではＳｉの上限を０．２０とした。同じ条件で調質したＳＫＤ６１の熱伝導率は２３．０～２４．５Ｗ／ｍ／Ｋと低く、本発明鋼はＳＫＤ６１より高い熱伝導率を有している。
０．７２≦Ｍｎ≦０．９４
Ｍｎ＜０．７２では焼入れ性が不足し、ベイナイトの混入による靭性の低下を招く。
一方、０．９４＜Ｍｎでは焼鈍性が非常に劣化する。高Ｍｎ化による焼鈍性の劣化は、低Ｃｒ・高Ｃｕ・高Ｎｉ・高Ｍｏの場合に顕著である。また０．９４＜Ｍｎでは熱伝導率の低下も大きい。０．９４＜Ｍｎでは、ＳｉやＰの含有量が多い場合、焼戻し後の衝撃値が高くならないという問題も起こる。
図３は、Ｍｎ量と焼鈍硬さとの関係を示す。
０．３８Ｃ－０．０９Ｓｉ－５．６５Ｃｒ－１．９７Ｍｏ－０．７６Ｖ－０．０２６Ｎを基本成分とし、Ｍｎ量を変化させた鋼材を用いた。試験片の履歴は以下の通りである。熱間加工ままで非常に結晶粒の粗大な状態を初期組織とし、これを６８０℃に加熱して６Ｈｒ保持した。一旦、室温付近まで冷却した後に８７０℃へ再加熱し、８７０で２Ｈｒ保持した後に６００℃まで時速１５℃で冷却した。
機械加工を容易にする観点から、焼鈍硬さは９７ＨＲＢ以下と低い方が好ましい。図３に示すように、Ｍｎ≦０．９４で９７ＨＲＢ以下となることから、本発明ではＭｎの上限を０．９４とした。同じ条件で調質したＳＫＤ６１は、８８～９４ＨＲＢであり、本発明鋼はＳＫＤ６１と同等の良好な焼鈍性を有している。
５．６５≦Ｃｒ≦６．００
Ｃｒ＜５．６５では焼入れ性が不足する。また、Ｃｒ＜５．６５では耐食性が悪くなり、金型の水冷孔の錆を起点として内部から割れ易くなる。Ｃｒ＜５．６５では、高Ｍｎの場合に焼鈍性が非常に劣化する。特に高Ｃｕ・高Ｎｉの場合に顕著である。
一方、６．００＜Ｃｒでは熱伝導率の低下が大きい。６．００＜Ｃｒでは軟化抵抗の低下も顕著で、金型として使用中に表面の硬度が低下し易い。硬度低下は強度の低下を意味し、金型として必要な強度を確保できなくなる。好ましいＣｒの範囲は、５．６７≦Ｃｒ≦５．９０である。
図４は、Ｃｒ量と臨界冷却速度との関係と示している。
０．３６Ｃ－０．０９Ｓｉ－０．７３Ｍｎ－１．６５Ｍｏ－０．８１Ｖ－０．０２０Ｎを基本成分とし、Ｃｒ量を変化させた鋼材を用い、臨界冷却速度は、ＣＣＴ特性を調査する実験によって求めた。上記成分の焼鈍材から作製した試験片を１０３０℃で保持した後、１０３０℃から所定の冷却速度で室温まで冷却した。このような一連の実験から推定される臨界冷却速度（それ以上の速度で冷却するとマルテンサイト単相になる速度）をＣｒ量に対して示した。マルテンサイトに近い組織の方が、衝撃値が高く割れ難いことから、臨界冷却速度は小さい方が好ましい。大きな金型の内部では、焼入れ時の冷却速度が分速３℃程度に小さくなるが、鋼材の臨界冷却速度が分速７℃以下であれば、分速３℃の緩速焼入れの場合にもかなり高い衝撃値を確保できる。図４に示すように、５．６５≦Ｃｒで臨界冷却速度が分速７℃以下となることから、本発明ではＣｒの下限を５．６５％とした。ＳＫＤ６１の臨界冷却速度は、分速１２℃程度であり、本発明鋼はＳＫＤ６１よりも高い焼入れ性を有している。
図５は、Ｍｎ＋Ｃｒの量と緩冷材における衝撃値との関係と示している。
０．３８Ｃ－０．０８Ｓｉ－１．６８Ｍｏ－０．７７Ｖ－０．０２０Ｎを基本成分とし、Ｍｎ量を０．４５～１．２で、Ｃｒ量を５．２～６．８で変化させた鋼材を用いた。試験片の履歴は以下の通りである。上記成分の焼鈍材を１０３０℃に加熱し、１０３０℃で５Ｈｒの保持後、１０３０℃から５５０℃までを分速２０℃で冷却し、５５０℃から４００℃までを分速１０℃で冷却し、４００℃から２００℃までを分速３℃で冷却して焼入れを行った。さらに、焼入れ材を４３±０．５ＨＲＣに焼戻した。この状態の２５℃における衝撃値を評価した。衝撃値が３２Ｊ／ｃｍ2以上であると、その金型は割れ難い。図５に示すように、衝撃値が３２Ｊ／ｃｍ2以上となるのは、Ｍｎ＋Ｃｒの量が６．３７（０．７２Ｍｎ＋５．６５Ｃｒ）以上である。すなわち、本発明では、Ｍｎ量とＣｒ量がいずれも請求範囲の下限となっても、緩冷となる大きな金型の内部から割れる危険性は少ない。
なお、ここで示した衝撃値は、衝撃試験（Ｕノッチ底半径１ｍｍ、ノッチ下高さ８ｍｍ、ノッチ下の横断面０．８ｃｍ2）における吸収エネルギー[Ｊ]を試験片の断面積[０．８ｃｍ2]で除した値で、衝撃試験片１０本の平均値である。
１．６５≦Ｍｏ≦２．００
Ｍｏ＜１．６５では、Ｃｒの含有量が多く、ＣとＶの含有量が少なく、焼戻し温度が高い、という場合に５０ＨＲＣ以上の高硬度を安定して得難い。Ｍｏ＜１．６５では高温強度が不足する欠点もある。
一方、２．００＜Ｍｏでは破壊靭性の低下が顕著で、金型の割れが懸念される。２．００＜Ｍｏでは素材コストの上昇も著しい。
ところで、Ｍｏはオーステナイトから炭化物の排出を遅延させる効果が大きいため、焼鈍性を悪化させるのであるが、高Ｍｏ化で焼鈍性が良くなるＭｏ量の範囲がある。この理由は、オーステナイト結晶粒界から粒内へと反応が進行していく焼鈍はオーステナイト結晶粒が微細であるほど促進される（焼鈍性が良い）こと、固溶したＭｏにはオーステナイト結晶粒の成長を抑制する効果があること、の２点による。結晶粒の成長を抑制する効果はＭｏ＜１．６５では小さい。一方、２．００＜Ｍｏでは結晶粒の成長を抑制する効果は更に大きくなるが、オーステナイトからの炭化物の排出が著しく遅延する影響の方が強く作用し、かえって焼鈍性は悪化する。このようなメカニズムから１．６５≦Ｍｏ≦２．００がＭｏ添加によって焼鈍性を改善できる（少なくとも劣化させない）範囲なのである。特に好ましい範囲は１．６７≦Ｍｏ≦１．９０である。
図６は、Ｍｏの量と破壊靭性値との関係と示している。
試験片には０．３８Ｃ－０．０９Ｓｉ－０．８２Ｍｎ－５．７５Ｃｒ－０．７８Ｖ－０．０２０Ｎを基本成分とし、Ｍｏ量を変化させた鋼材を用いた。試験片の履歴は以下の通りである。上記成分の焼鈍材を１０３０℃に加熱し、１０３０℃で５Ｈｒの保持後、１０３０℃から５５０℃までを分速２０℃で冷却し、５５０℃から４００℃までを分速１０℃で冷却し、４００℃から２００℃までを分速３℃で冷却して焼入れを行った。さらに、この焼入れ材を４３．３ＨＲＣに焼戻した。この焼戻し材の２５℃における破壊靭性値をＡＳＴＭ Ｅ ３９９に準じて評価した。金型の割れを回避する観点から、破壊靭性値は４０ＭＰａ・ｍ0.5以上と高いほど好ましい。図６に示すように、Ｍｏ≦２．００で４０ＭＰａ・ｍ0.5以上となることから、本発明ではＭｏの上限を２．００とした。同条件のＳＫＤ６１の破壊靭性値は、３８ＭＰａ・ｍ0.5程度であり、本発明鋼はＳＫＤ６１よりも高い破壊靭性値を有している。
０．７１≦Ｖ≦０．９０
Ｖ＜０．７１では、焼入れ時のＶＣ粒子が少なくなるためオーステナイト結晶が粗大化し（結晶粒度番号が小さくなり）易い。この傾向はＣとＳｉとＮの含有量が少ない場合に特に顕著である。Ｖ＜０．７１では、Ｃｒの含有量が多く、ＣとＭｏの含有量が少なく、焼戻し温度が高いという場合に５０ＨＲＣ以上の高硬度を安定化して得ることが困難となる。
一方、０．９０＜Ｖではオーステナイト結晶粒の成長を抑制する効果が飽和に近づくだけでなくコスト増を招く。また粗大な晶出炭化物（凝固時に析出するもの）が増加し、それが亀裂の起点となるため衝撃値が低下する。特に好ましい範囲は０．７３≦Ｖ≦０．８８である。
図７は、Ｖ量と焼入れ時のオーステナイト結晶粒度番号との関係と示している。
試験片には、０．１３Ｓｉ－０．８１Ｍｎ－５．７４Ｃｒ－１．６８Ｍｏ－０．０２０Ｎを基本成分とし、Ｃ量を０．３５と０．４０とし、Ｖ量を０．４０～０．９０の範囲で変化させた鋼材を用いた。上記成分の焼鈍材を、１０３０℃で５Ｈｒ保持後、１０３０℃から５５０℃までを分速２０℃で冷却し、５５０℃から１５０℃までを分速３℃で冷却して焼入れを行った。このようにして得られた焼入れ組織を酸で腐食し、変態前のオーステナイト結晶粒（旧オーステナイト結晶粒と言う）の粒界を現出し、結晶粒度番号を評価した。粒度番号の平均値が５以上であれば「好ましい微細な結晶粒」と扱われる。図７に示すように、Ｃ量が本発明の下限０．３５でも、Ｖ量が０．７１あれば、粒度番号で５を確保できる。このことから本発明ではＶの下限値を０．７１としている。
０．００１≦Ｎ≦０．０８０
Ｎ＜０．００１では、焼入れ時のＶＣ粒子が少なくなるためオーステナイト結晶が粗大化し（結晶粒度番号が小さくなり）やすい。この傾向は、ＣとＳｉの含有量が少ない場合に特に顕著である。
０．０８０＜Ｎでは、Ｎ添加に要する精錬の時間とコストが増加し、素材コストの上昇を招く。更に０．０８０＜Ｎでは、粗大な窒化物や炭窒化物が増加し、それが亀裂の起点となるため衝撃値が低下する。
好適なＮの範囲は、諸特性のバランスに優れた０．００３≦Ｎ≦０．０７０であり、より好ましくは０．００５≦Ｎ≦０．０６０である。
「請求項２の化学成分について」
本発明鋼は、ＷやＣｏを選択的に添加することで高強度化できる。Ｗは炭化物の析出によって強度を上げる。Ｃｏは母材への固溶によって強度を上げると同時に、炭化物形態の変化を介して析出硬化にも寄与する。
また、これらの元素は焼入れ時のオーステナイト中に固溶して結晶粒界の移動（結晶粒の粗大化）を抑制する効果もある。具体的には、
０．３０＜Ｗ≦５．００
０．３０＜Ｃｏ≦４．００
の少なくとも１種（１元素）を含有させれば良い。
いずれの元素も所定量を越えると特性の飽和、熱伝導率の低下、著しいコスト増、などを招く。
「請求項３の化学成分について」
０．３０＜Ｃｕ≦１．５０
Ｃｕ≦０．３０では、焼入れ時のγ粒界の移動を抑制するsolute drag効果に乏しく、結晶粒の粗大化を抑制する効果が得られない。また、Ｃｕ≦０．３０では焼入れ性を改善する効果にも乏しい。さらに時効硬化によって硬さを増す効果にも乏しい。Ｃｕ≦０．３０では被削性の改善効果も小さい。
一方、１．５０＜Ｃｕでは熱間加工時の割れが顕在化する。また、焼鈍性が著しく劣化する。１．５０＜Ｃｕでは熱伝導率の低下も顕著である。さらに、１．５０＜Ｃｕではコスト上昇も顕著である。１．５０＜Ｃｕでは被削性の改善効果も飽和に近づく。
好適なＣｕの範囲は、諸特性のバランスに優れた０．３５≦Ｃｕ≦１．３５であり、より好ましくは０．４０≦Ｃｕ≦１．２０である。
０．３０＜Ｎｉ≦１．５０
Ｎｉ≦０．３０では、Ｃｕを多く含む場合の熱間加工時の割れを回避する効果に乏しい。また、Ｎｉ≦０．３０では焼入れ性を改善する効果にも乏しい。さらに、Ｎｉ≦０．３０ではＡｌが存在する場合にＡｌと結合して金属間化合物を形成し強度を高める効果に乏しい。
一方、１．５０＜Ｎｉでは焼鈍性が著しく劣化する。さらに、１．５０＜Ｎｉでは熱伝導率の低下も顕著である。Ｎｉは焼入れ焼戻し後もマトリックス中に固溶しているため、熱伝導率への悪影響がＳｉと同様に大きい。１．５０＜ＮｉではＡｌと結合した金属間化合物の析出による靭性の低下が顕著である。
「請求項４の化学成分について」
焼入れ性の改善策として、Ｂの添加も有効である。具体的には、
０．０００１＜Ｂ≦０．００５０
を含有させる。
なお、ＢはＢＮを形成すると焼入れ性の向上効果が無くなるため、鋼中にＢ単独で存在させる必要がある。具体的には、ＢよりもＮとの親和力が強い元素で窒化物を形成させ、ＢとＮを結合させなければ良い。そのような元素の例としては、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒが挙げられる。これらの元素は不純物レベルで存在してもＮを固定する効果はあるが、Ｎ量によっては請求項５に規定する範囲で添加する場合もある。
Ｂが鋼中のＮと結合してＢＮが形成されても、余剰のＢが鋼中に単独で存在すればそれが焼入れ性を高める。
Ｂはまた被削性の改善にも有効である。被削性を改善する場合にはＢＮを形成させれば良い。ＢＮは性質が黒鉛に類似しており、切削抵抗を下げると同時に切屑破砕性を改善する。なお、鋼中にＢとＢＮがある場合には焼入れ性と被削性が同時に改善される。
「請求項５の化学成分について」
予期せぬ設備トラブルなどによって、焼入れ加熱温度が高くなったり焼入れ加熱時間が長くなれば、結晶粒の粗大化が懸念される。そのような場合に備え、Ｎｂ－Ｔａ－Ｔｉ－Ｚｒを選択的に添加し、これらの元素が形成する微細な析出物でオーステナイト結晶粒界の移動を抑制し、微細な組織を維持することが出来る。具体的には、
０．００４＜Ｎｂ≦０．１００
０．００４＜Ｔａ≦０．１００
０．００４＜Ｔｉ≦０．１００
０．００４＜Ｚｒ≦０．１００
の少なくとも１種を含有させれば良い。
いずれの元素も、所定量を越えると炭化物や窒化物や酸化物が過度に生成し、靭性の低下を招く。
「請求項６の化学成分について」
同様に、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するため
０．１０＜Ａｌ≦１．００
を含有させることができる。ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、オーステナイト結晶粒界の移動（すなわち粒成長）を抑制する効果を有する。また、ＡｌはＮとの親和力が高く、鋼中へのＮの侵入を加速する。このためＡｌを含有する鋼材を窒化処理すると、表面硬さが高くなりやすい。より高い耐摩耗性を求めて窒化処理をする金型には、Ａｌを含む鋼材を使う事が有効である。
但し、Ａｌが所定量を超えると、熱伝導率や靭性の低下を招く。なお、本発明の不純物レベルで規定されるＡｌであっても、含有されるＮ量によっては上記の効果が発現する。
「請求項７の化学成分について」
被削性の改善には、Ｓ－Ｃａ－Ｓｅ－Ｔｅ－Ｂｉ－Ｐｂを選択的に添加することも有効である。具体的には、
０．００８０＜Ｓ≦０．０５００
０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００
０．０３＜Ｓｅ≦０．５０
０．００５＜Ｔｅ≦０．１００
０．０１＜Ｂｉ≦０．５０
０．０３＜Ｐｂ≦０．５０
の少なくとも１種を含有させれば良い。
いずれの元素も、所定量を越えた場合は被削性の飽和と熱間加工性の劣化、衝撃値や鏡面研磨性の低下を招く。
以上のような本発明によれば、良好な焼鈍性を有し、長時間の焼入れ加熱でも微細なオーステナイト結晶粒が生成可能で、緩速焼入れでも高い衝撃値を発現し得て、且つ高い熱伝導性能を有する金型用鋼及びこれを用いた金型を提供することができる。
本発明鋼の成分範囲をＳＫＤ６１と比較して示した図である。 Ｓｉ量と熱伝導率との関係を示した図である。 Ｍｎ量と焼鈍硬さとの関係を示した図である。 Ｃｒ量と臨界冷却速度との関係を示した図である。 Ｍｎ＋Ｃｒ量と衝撃値との関係を示した図である。 Ｍｏ量と破壊靭性値との関係を示した図である。 Ｖ量とオーステナイト結晶粒度番号との関係を示した図である。
表２に示す実施例および比較例（計２０鋼種）について、焼鈍性・結晶粒度・衝撃値・熱伝導率を評価する試験を行った。
なお、比較例１は汎用の熱間ダイス鋼ＳＫＤ６１である。比較例２から比較例５はＳＫＤ６１の改良鋼として市中で販売されていた熱間ダイス鋼である。比較例６と比較例７は、比較例１～比較例５よりは本発明に近い成分の鋼である。
比較例１～比較例５は、Ｃ－Ｓｉ－Ｍｎ－Ｃｒ－Ｍｏ－Ｖ－Ｎの主要７元素のうち４～６元素が本発明の範囲を外れている。比較例６と比較例７は、Ｍｎ－Ｃｒ－Ｍｏの少なくとも１元素が本発明の範囲を外れている。
Figure 0007144717000002
表２に示す２０鋼種をそれぞれ５０ｋｇのインゴットに鋳込み、鋼塊を製造した。この鋼塊に１２５０℃で２４時間の均質化処理を施した後、鋼塊を熱間加工で４５ｍｍ×６０ｍｍ×２０００ｍｍの矩形断面の棒状に成形した。この棒鋼を７５０℃における６時間の焼戻しによって軟質化させた。そしてこの棒鋼から４種類（焼鈍性・結晶粒度・衝撃値・熱伝導率）の試験片を作製した。
焼鈍性と結晶粒度を評価する試験片は、１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの小ブロックである。衝撃値を評価する試験片は、１１ｍｍ×１１ｍｍ×５５ｍｍの小角棒である（後に精加工により衝撃試験片に仕上げる）。熱伝導率を評価する試験片は、Φ１５ｍｍ×５５ｍｍの小円柱である（後に精加工により熱伝導率試験片に仕上げる）。
＜焼鈍性についての評価＞
１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの小ブロックの試験片に対し、ダイカスト金型用素材を製造する際の焼鈍条件を与え、軟質化するかどうか調査した。まず熱間加工の粗大な結晶粒を再現するため、小ブロックを１２４０℃において２時間保持し室温まで冷却した。引き続き６７０℃における８時間の保持後に８７０℃へ加熱し、８７０℃で２時間保持した後、８７０℃から６００℃までを時速１５℃で冷却し、以降は放冷する焼鈍を行った。これらの熱処理は、ダイカスト金型用の素材を製造する過程で用いられる条件に準じている。その後、試験片（焼鈍材）のＨＲＢ硬さを測定し、９７ＨＲＢ以下であれば焼鈍性は良好で合格「○」、９７ＨＲＢを超えていれば焼鈍性が悪く不合格「×」と判断した。
結果は表３に示す通りである。表中ではこれら○、×の評価と併せて、括弧書きで実際に測定されたＨＲＢ硬さも併せて示してある。
比較鋼３と比較鋼７が不合格となった。比較例３の焼鈍性が悪い理由は、Ｍｎが約１．１％と非常に高かったためである。Ｍｎは焼入れ性を高めるが、弊害として焼鈍性を著しく損なわせる。一方、比較例７の焼鈍性が悪い理由は、Ｍｎが約０．９％と多いうえ、Ｍｏが多すぎて炭化物の凝集が遅くなっためである。
＜結晶粒度についての評価＞
１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの小ブロックの試験片に対し、ダイカスト金型を焼入れる際の加熱条件を与え、結晶粒度を調査した。具体的には試験片を１０３０℃に加熱し、５時間の保持後に１０３０℃から冷却して焼きを入れた。大きな金型の焼入れ加熱に際しては、加熱が遅くなる金型内部まで充分に均熱するため緩速加熱と長時間保持を行なう。この結果、加熱が速い金型表面は、非常に長い時間、高温での保持されることになる。このような過酷な条件でも結晶粒度番号が５以上と大きい（結晶粒は微細である）ことが求められる。実際の金型製造工程では、焼入れ温度１０３０℃での保持時間が５時間に及ぶこともあるため、本実験では１０３０℃での保持を５時間とし、その後、金型表面を想定して５５０℃までを分速５０℃で冷却し、そこから４００℃までを分速２５℃で冷却し、そこから２００℃までを分速１０℃で冷却した。
試験片（焼入れ材）の表面を鏡面研磨し酸で腐食することによって、焼入れ加熱時（１０３０℃で５時間保持した状態）のオーステナイト結晶粒界を出現させ、顕微鏡で組織を観察し、ＪＩＳ Ｇ０５５１の規定に準じて旧オーステナイト結晶粒の粒度番号を評価した。
評価する粒度番号は、３視野で得られた結晶粒度番号の平均値とし、粒度番号が５以上であった場合を微細粒で合格「○」、粒度番号が５未満であった場合を粗粒で不合格「×」と判定した。
結果は表３に示す通りである。表中ではこれら○、×の評価と併せて、括弧書きで実際に測定された結晶粒度番号も併せて示してある。比較鋼２，比較鋼３，比較鋼４，比較鋼５が不合格となった。これら不合格となった鋼はＶ量が少ない。従ってＶＣ粒子（焼入れ時に分散してオーステナイト結晶粒界の成長を抑制する役割を果たす粒子）も少なく、結晶粒が成長し易かったためである。
＜衝撃値についての評価＞
１１ｍｍ×１１ｍｍ×５５ｍｍの小角棒に対し、大きなダイカスト金型の焼入れ履歴を与え、衝撃値を評価した。具体的には小角棒を１０３０℃で５時間の保持後、５５０℃までを分速２０℃で冷却し、そこから４００℃まで分速１０℃で冷却し、更にそこから２００℃までを分速３℃で冷却した。大きな金型の焼入れ冷却においては、内部の冷却が非常に遅くなる。上記の焼入れ冷却は、２５０～２０００ｋｇの大きなダイカスト金型を衝風や高温油で焼入れた場合の履歴に該当する。このような遅い焼入れ（緩速焼入れ）であっても高衝撃値となることが求められる。
焼入れた小角棒を６００～６２０℃における複数回の焼戻しによって４３±０．５ＨＲＣに調質し、１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの衝撃試験片（Ｕノッチ底半径１ｍｍ、ノッチ下高さ８ｍｍ、ノッチ下の横断面０．８ｃｍ2）に加工した。衝撃値は衝撃試験における吸収エネルギー[Ｊ]を試験片の断面積[０．８ｃｍ2]で除した値を意味する。この衝撃値を試験片１０本の平均値で評価した。衝撃値が３２Ｊ／ｃｍ2以上あれば金型としての使用中に割れ難いため、平均値で評価した衝撃値が３２Ｊ／ｃｍ2以上であった場合を高衝撃値で合格「○」、３２Ｊ／ｃｍ2未満であった場合を低衝撃値で不合格「×」と判定した。
結果は表３に示す通りである。表中ではこれら○、×の評価と併せて、括弧書きで実際に測定された衝撃値（単位：Ｊ／ｃｍ2）も併せて示してある。
比較鋼１，比較鋼２，比較鋼４，比較鋼５，比較鋼６が不合格となった。比較鋼２と比較鋼４と比較鋼５は、表３に示した通り結晶粒度番号が小さいため、亀裂が進展し易くなっていたことによって衝撃値が低下した。特に比較例５は、ＭｎおよびＣｒの含有量が低く焼入れ性も低いことが低衝撃値化に拍車をかけている。粒度番号が５以上で充分に大きい（結晶粒が微細である）比較例１と比較例６も、焼入れ性が低いため組織が粗大なベイナイトになり衝撃値が低下した。比較例の中では、比較例３と比較例７が合格であった。比較例３は、粒度番号は小さかったが１．１Ｍｎで焼入れ性が非常に高いため、マルテンサイトに近い微細な組織が得られ、高衝撃値となった。比較例７は合格ではあるが、Ｍｏが過度に高いため衝撃値は低めである。図６に示した通りＭｏの過剰添加は破壊靭性の観点からも好ましくなく、また素材コストを著しく高くする弊害もある。
＜熱伝導率についての評価＞
Φ１５ｍｍ×５５ｍｍの小円柱に、上記衝撃試験片と同じ焼入れ焼戻し履歴を与え、４３±０．５ＨＲＣに調質した。その後、この小円柱からΦ１０ｍｍ×２ｍｍの熱伝導率測定用の試験片を作製した。この試験片の２５℃における熱伝導率をレーザフラッシュ法によって測定した。金型の長寿命化や鋳造品質の向上の観点から熱伝導率は高いほど好ましく、２５．５Ｗ／ｍ／Ｋ以上であった場合を高熱伝導率で合格「〇」、２５．５Ｗ／ｍ／Ｋ未満であった場合を低熱伝導率で不合格「×」と判定した。
結果は表３に示す通りである。表中ではこれら○、×の評価と併せて、括弧書きで実際に測定された熱伝導率（単位：Ｗ／ｍ／Ｋ）も併せて示してある。
比較鋼１と比較鋼２が不合格となった。比較鋼１はＳｉが１％と非常に高いため、熱伝導率が特に低い。比較鋼２は合格に近いが、Ｓｉが多めであるため熱伝導率を充分に高めることができなかった。比較例４はＳｉが０．４％と比較的高Ｓｉであるが、Ｃｒが低めであることから高熱伝導率を確保している。さらにＣｒとＳｉの少ない比較例５は非常に高い熱伝導率であった。
Figure 0007144717000003
表３で示した４つの項目についての評価結果により、以下のことが分かる。
既存の鋼である比較鋼１～比較鋼５は、少なくとも２つの項目に問題がある。
ＭｎおよびＣｒ量が本発明の下限値を下回っている比較例６は、衝撃値に問題がある。
Ｍｏ量が本発明の上限値を上回っている比較例７は、焼鈍性に問題がある。
これに対し実施例１～実施例１３は、何れの項目にも問題はない。実施例の鋼材であれば、その良好な焼鈍性により金型用の素材を早く安く提供することができる。また、実施例の鋼材は長時間の焼入れ加熱でも微細なオーステナイト結晶粒が生成可能で、緩速焼入れでも高い衝撃値が得られるため、大きな金型での割れを良好に防ぐことができる。また、高熱伝導率の金型が得られるため、鋳造サイクルの短縮化や鋳造製品の高品位化が期待できる。
以上本発明の実施例を詳述したがこれはあくまで一例示である。例えば、本発明の鋼はショットピーニング，窒化処理，ＰＶＤ処理，ＣＶＤ処理，メッキ処理その他の表面改質処理を施して使用することも有効である。また、粉末や板の積層造形による金型作成に使う粉末や板にも適用でき、棒線状として金型の本体や部品の溶接補修に使用することも可能である等、その趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。

Claims (8)

  1. 質量％で
    ０．３５≦Ｃ≦０．４０
    ０．００３≦Ｓｉ≦０．２０
    ０．７２≦Ｍｎ≦０．９４
    ５．７１≦Ｃｒ≦６．００
    １．７４≦Ｍｏ≦２．００
    ０．７１≦Ｖ≦０．９０
    ０．００１≦Ｎ≦０．０８０
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物の組成を有することを特徴とする金型用鋼。
  2. 請求項１において、質量％で
    ０．３０＜Ｗ≦５．００
    ０．３０＜Ｃｏ≦４．００
    の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする金型用鋼。
  3. 請求項１，２の何れかにおいて、質量％で
    ０．３０＜Ｃｕ≦１．５０
    ０．３０＜Ｎｉ≦１．５０
    の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする金型用鋼。
  4. 請求項１～３の何れかにおいて、質量％で
    ０．０００１＜Ｂ≦０．００５０
    を更に含有することを特徴とする金型用鋼。
  5. 請求項１～４の何れかにおいて、質量％で
    ０．００４＜Ｎｂ≦０．１００
    ０．００４＜Ｔａ≦０．１００
    ０．００４＜Ｔｉ≦０．１００
    ０．００４＜Ｚｒ≦０．１００
    の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする金型用鋼。
  6. 請求項１～５の何れかにおいて、質量％で
    ０．１０＜Ａｌ≦１．００
    を更に含有することを特徴とする金型用鋼。
  7. 請求項１～６の何れかにおいて、質量％で
    ０．００８０＜Ｓ≦０．０５００
    ０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００
    ０．０３＜Ｓｅ≦０．５０
    ０．００５＜Ｔｅ≦０．１００
    ０．０１＜Ｂｉ≦０．５０
    ０．０３＜Ｐｂ≦０．５０
    の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする金型用鋼。
  8. 請求項１～７の何れかに記載の鋼から成ることを特徴とする金型。
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