特許 6337524 金型用鋼

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6337524

(24)【登録日】2018年5月18日

(45)【発行日】2018年6月6日

(54)【発明の名称】金型用鋼

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20180528BHJP

   C22C 38/24 20060101ALI20180528BHJP

   C22C 38/60 20060101ALI20180528BHJP

   C21D 9/00 20060101ALI20180528BHJP

   C21D 6/00 20060101ALI20180528BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 302E

   C22C38/24

   C22C38/60

   C21D9/00 M

   C21D6/00 L

【請求項の数】10

【全頁数】19

(21)【出願番号】特願2014-45098(P2014-45098)

(22)【出願日】2014年3月7日

(65)【公開番号】特開2015-168859(P2015-168859A)

(43)【公開日】2015年9月28日

【審査請求日】2017年1月20日

(73)【特許権者】

【識別番号】000003713

【氏名又は名称】大同特殊鋼株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】110002158

【氏名又は名称】特許業務法人上野特許事務所

(74)【代理人】

【識別番号】100095669

【弁理士】

【氏名又は名称】上野 登

(72)【発明者】

【氏名】河野 正道

【審査官】 太田 一平

(56)【参考文献】

【文献】 特開２０１０−０６５２８０（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１０−１７４３１９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１４−０２５１０３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００１−０７３０８７（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０００−２３４１４９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００９−２４２８１９（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００ − ３８／６０

Ｃ２１Ｄ ６／００

Ｃ２１Ｄ ９／００

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

焼入れ・焼戻しが行われる金型用鋼であって、
質量％で、
０．２７％＜Ｃ＜０．３６％、
０．０７％＜Ｓｉ＜０．４０％、
７．００％＜Ｃｒ＜８．８０％、
０．２５％＜Ｍｏ＜０．８０％、
０．５０％＜Ｖ＜０．７５％、および
０．０００５％＜Ｎ＜０．０５％と、
Ｍｎを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、
−０．１Ｃｒ＋１．１０＜Ｍｎ＜−０．１Ｃｒ＋１．５０を満たし、
焼入れ・焼戻しを経た状態で、硬度が４９ＨＲＣ以上であり、２５℃における熱伝導率が２２Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上であり、シャルピー衝撃試験による衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ^２以上となることを特徴とする金型用鋼。

【請求項2】

Ｎ＜−０．０４Ｖ＋０．０５０
を満たすことを特徴とする請求項１に記載の金型用鋼。

【請求項3】

さらに、質量％で、
０．１０％＜Ｗ≦４．００％、および
０．１０％＜Ｃｏ≦３．００％
から選択される１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の金型用鋼。

【請求項4】

さらに、質量％で、
０．００４％＜Ｎｂ≦０．１００％、
０．００４％＜Ｔａ≦０．１００％、
０．００４％＜Ｔｉ≦０．１００％、および
０．００４％＜Ｚｒ≦０．１００％
から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の金型用鋼。

【請求項5】

さらに、質量％で、
０．１０％＜Ａｌ＜１．２％を含有することを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載の金型用鋼。

【請求項6】

さらに、質量％で、
０．３０％＜Ｎｉ≦３．５％、および
０．３０％＜Ｃｕ≦１．５％
から選択される１種または２種を含有することを特徴とする請求項１から５のいずれか１項に記載の金型用鋼。

【請求項7】

さらに、質量％で、
０．０００１％＜Ｂ≦０．００５０％を含有することを特徴とする請求項１から６のいずれか１項に記載の金型用鋼。

【請求項8】

さらに、質量％で、
０．００３％＜Ｓ≦０．０５０％、
０．０００５％＜Ｃａ≦０．２０００％、
０．０３％＜Ｓｅ≦０．５０％、
０．００５％＜Ｔｅ≦０．１００％、
０．０１％＜Ｂｉ≦０．５０％、および０．０３％＜Ｐｂ≦０．５０％
から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１から７のいずれか１項に記載の金型用鋼。

【請求項9】

前記金型用鋼を１０３０℃で１５分保持した後、室温まで冷却した状態の切断面の組織に、パーライトの析出が観察される最大の冷却速度が、１０℃／分未満であり、
焼入れ・焼戻しを経た状態で、
鏡面研磨した後、薬液で腐食した際に、シボムラが発生せず、
鏡面研磨した後、湿度９８％、温度５０℃で２４時間置いた際に、錆がほとんど発生せず、
研磨した表面を酸で腐食させた際に、組織にδフェライトが観察されないことを特徴とする請求項１から８のいずれか１項に記載の金型用鋼。

【請求項10】

前記焼入れは、前記金型用鋼を、１０００〜１２００℃で、０．５〜１．５時間加熱後、急冷、または、１０３０℃から５５０℃までを５〜１５０℃／ｍｉｎ、５５０℃から１００℃までを１〜３０℃/ｍｉｎの冷却速度で冷却することによって行い、
前記焼戻しは、前記金型用鋼を、２００〜７００℃で、０．５〜１．５時間加熱後、空冷することによって行うことを特徴とする請求項１から９のいずれか１項に記載の金型用鋼。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、金型用鋼に関し、さらに詳しくは、樹脂材料を射出成形するための金型を形成するのに用いられる鋼材に関するものである。

【背景技術】

【0002】

樹脂材料の射出成形に用いられる金型においては、硬度や熱伝導率等、種々の特性に優れることが求められる。特許文献１には、高い熱伝導率、硬度、耐食性を備えるプラスチック成形金型用鋼として、質量％で、Ｃ：０．２２％〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１％〜０．４０％、Ｍｎ：０．１０％〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｃｕ：０．０５％〜０．２０％、Ｎｉ：０．０５％〜１．００％、Ｃｒ：５．０％〜１０．０％、Ｍｏ：０．１０％〜１．００％、Ｖ：０．５０％超〜０．８０％、Ｎ：０．０１％〜０．２％、Ｏ：０．０１００％以下、および、Ａｌ：０．０５０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなるものが開示されている。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0003】

【特許文献1】特開２０１０−１７４３１９号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0004】

上記のように、特許文献１に記載された金型用鋼は、耐熱性、硬度、耐食性に優れるものである。しかし、近年、プラスチックの成形工程の多様化などに伴い、金型用鋼に、一層多様な特性が要求されるようになっている。

【0005】

例えば、樹脂製品の高強度化のため、硬質なガラス繊維が樹脂製品に混入されることが増えている。このような樹脂の射出成形においては、ガラス繊維の硬さのため、金型の摩耗が深刻となる。金型の摩耗に伴って、製品形状が変化し、経時的に寸法精度の要求が満たされなくなる可能性がある。このため、高硬度を有し、その結果、高い耐摩耗性を有することが、金型に求められるようになっている。また、金型が高い硬度を有するほど、炭化物や介在物の金型からの脱落による微小な穴（ピンホール）の形成が起こりにくくなり、研磨時にもムシレ等の微小欠陥が発生しにくくなるので、金型の鏡面研磨性が良くなることが期待できる。

【0006】

一方、金型表面に微小な凹凸（ウネリ）が存在すると、そのウネリが樹脂製品に転写され、樹脂製品表面の平滑性を低下させることで、意匠性が損なわれるので、鏡面研磨後の金型にウネリが存在しないことが好ましい。ウネリは成分の偏析に起因して発生するので、金型用鋼において、偏析が少ないことが望まれる。さらに、樹脂製品の表面に皮革様模様を転写することを目的として、金型表面を薬品で腐食させて皮革様模様を形成するシボ加工を行う場合には、偏析による化学成分の不均一な分布がシボの程度に差を生じさせるため（シボムラ）、金型用鋼における偏析が樹脂製品の意匠性に与える影響が特に大きくなる。

【0007】

また、近年の樹脂製品の大型化に伴い、金型が大型化している。金型が大型化すると、焼入れ速度（焼入れ時の冷却速度）が小さくなる傾向がある。また、生産地域のグローバル化に伴い、熱処理の設備や技術が十分でない環境で金型の焼入れを行うことも増えている。このような場合に、金型の焼入れ速度が小さくなってしまうことが多い。金型の焼入れ速度が小さくなると、焼入れ性が悪い鋼では、焼入れ時にパーライトが析出しやすくなる。パーライトが析出すると、金型の鏡面研磨時、パーライト中の炭化物が脱落することで、パーライトの部分が優先的に削られて、ピンホールを生じやすい。ピンホールは樹脂製品に凸状構造として転写され、樹脂製品表面の意匠性を損ねる。さらに、金型の表面近傍では焼入れ速度が比較的大きく、パーライトが析出しにくい場合にも、金型内部では、表面近傍よりも焼入れ速度が小さく、パーライトが析出しやすい状態にある。使用中の金型には、型締めや射出で機械応力が繰返し印加されるが、このような応力印加による金属疲労において、金型内部に析出したパーライトが破壊の起点となり、金型内部からの破壊が起こりやすくなる。加えて、樹脂を迅速に冷却して固化するため、射出成形用金型の内部には水冷回路が設けられることが多いが、水冷回路の表面にパーライトが析出していた場合には、そのパーライトも亀裂の起点となりやすい。このように、金型の鏡面研磨性を確保する観点、また破壊を抑制する観点から、金型用鋼においては、焼入れ性を高め、パーライト析出を抑制することが求められる。

【0008】

また、上記のように、金型に水冷回路が設けられる場合に、金型用鋼の耐食性が低ければ、水冷回路が錆びて狭くなることによって水の流量が減少し、冷却能が低下する可能性がある。また、錆が深く浸食した部位を起点として割れが発生する可能性もある。従って、冷却能維持および腐食割れ防止のために、金型用鋼には、高い耐食性が要求される。

【0009】

さらに、樹脂の射出成形に用いる金型において、鏡面研磨性を確保し、破壊を抑制するためには、パーライトに加え、δフェライトの析出を抑制することも重要となる。凝固や熱間加工の工程でδフェライトが析出すると、焼入れ、焼戻し後にも残存してしまう。δフェライトの部分は、周囲のマルテンサイトよりも軟らかいため、研磨時に用いる砥粒が刺さりやく、研磨時にムシレ等の微小欠陥を生じやすい。刺さった砥粒や生じたムシレは、金型の表面粗さを低下させ、鏡面研磨性を損なってしまう。また、δフェライトと母相の界面は亀裂の起点や伝播経路として作用するため、δフェライトが存在する金型用鋼においては、割れが生じやすい。さらに、δフェライトは加工によって伸長した状態で残存することが多いため、δフェライトが存在する金型においては、機械的性質の異方性が大きくなり、特定方向からの力に対して割れを生じやすい。このような観点から、鏡面研磨性を確保し破壊の可能性を抑制する意味で、δフェライトを析出しにくくすることが求められる。

【0010】

さらに、従来から、金型の割れを抑制するために、割れにくさの指標である衝撃値が高いことが金型用鋼に求められてきた。特に近年は、上記のように、金型の大型化や設備および技術が十分でない現場での焼入れの可能性に伴い、焼入れ速度が小さい場合（緩速焼入れ時）にも高い衝撃値を有することが求められている。

【0011】

加えて、樹脂の射出成形では、生産のハイサイクル化（１サイクルの成形に要する時間の短縮）が求められている。すなわち、金型内部に射出した樹脂を迅速に冷却して固化することが求められている。そのため、金型は、迅速に冷却されることが望ましい。このためには、金型用鋼に熱伝導率の高さが求められる。

【0012】

このように、近年、樹脂材料の射出成形用金型を構成する鋼には、成形される樹脂製品の多様化や、金型の製造環境の多様化に伴い、様々な特性を兼ね備えることが要求されるようになっている。そこで本発明が解決しようとする課題は、高硬度、偏析の起こりにくさ、パーライトの析出しにくさ、高耐食性、δフェライトの析出しにくさ、緩速焼入れ時の高衝撃値、高熱伝導率を有する金型用鋼を提供することにある。

【課題を解決するための手段】

【0013】

上記課題を解決するため、本発明に係る金型用鋼は、質量％で、０．２７％＜Ｃ＜０．３６％、０．０７％＜Ｓｉ＜０．４０％、７．００％＜Ｃｒ＜８．８０％、０．２５％＜Ｍｏ＜０．８０％、０．５０％＜Ｖ＜０．７５％、および０．０００５％＜Ｎ＜０．０５％と、Ｍｎを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、−０．１Ｃｒ＋１．１０＜Ｍｎ＜−０．１Ｃｒ＋１．５０を満たすことを要旨とする。

【0014】

ここで、上記金型用鋼は、Ｎ＜−０．０４Ｖ＋０．０５０を満たすことが好ましい。

【0015】

上記金型用鋼は、質量％で、０．１０％＜Ｗ≦４．００％、および０．１０％＜Ｃｏ≦３．００％から選択される１種または２種を含有してもよい。

【0016】

上記金型用鋼は、質量％で、０．００４％＜Ｎｂ≦０．１００％、０．００４％＜Ｔａ≦０．１００％、０．００４％＜Ｔｉ≦０．１００％、および０．００４％＜Ｚｒ≦０．１００％から選択される１種または２種以上を含有してもよい。

【0017】

上記金型用鋼は、質量％で、０．１０％＜Ａｌ＜１．２％を含有してもよい。

【0018】

上記金型用鋼は、質量％で、０．３０％＜Ｎｉ≦３．５％、および０．３０％＜Ｃｕ≦１．５％から選択される１種または２種を含有してもよい。

【0019】

上記金型用鋼は、質量％で、０．０００１％＜Ｂ≦０．００５０％を含有してもよい。

【0020】

上記金型用鋼は、質量％で、０．００３％＜Ｓ≦０．０５０％、０．０００５％＜Ｃａ≦０．２０００％、０．０３％＜Ｓｅ≦０．５０％、０．００５％＜Ｔｅ≦０．１００％、０．０１％＜Ｂｉ≦０．５０％、および０．０３％＜Ｐｂ≦０．５０％
から選択される１種または２種以上を含有してもよい。

【0021】

また、上記金型用鋼の２５℃における熱伝導率が２０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上であるとよい。

【発明の効果】

【0022】

本発明にかかる金型用鋼は、上記成分組成を有することにより、高硬度、偏析の起こりにくさ、パーライトの析出しにくさ、高耐食性、δフェライトの析出しにくさ、緩速焼入れ時の高衝撃値、高熱伝導率を全てバランス良く備える。

【0023】

ここで、Ｎ＜−０．０４Ｖ＋０．０５０を満たしている場合には、金型用鋼は特に高い衝撃値を有する。

【0024】

また、上記金型用鋼が、上記特定量のＷおよびＣｏから選択される１種または２種を含有する場合には、特に高硬度を達成しやすい。

【0025】

また、上記金型用鋼が、上記特定量のＮｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒから選択される１種または２種以上を含有する場合には、焼入れ時の加熱温度が高くなったり、加熱時間が長くなったりしても、オーステナイト結晶粒が粗大化するのが抑制され、高い衝撃値や鏡面研磨性が維持されやすい。

【0026】

また、上記金型用鋼が、上記特定量のＡｌを含有する場合には、金型用鋼に含有されるＮ原子と結合して窒化物を形成し、オーステナイト結晶粒界の移動と、その結果起こる粒成長を抑制することができる。また、Ａｌの窒化物は、金型用鋼の析出強化に寄与するため、上記特定量のＡｌは、窒化処理によって金型表面の強度を高めるのに寄与し、金型の耐摩耗性を高めることができる。

【0027】

また、上記金型用鋼が、上記特定量のＮｉおよびＣｕから選択される１種または２種を含有する場合には、金型用鋼の焼入れ性をさらに高めることができる。

【0028】

また、上記金型用鋼が、上記特定量のＢを含有する場合にも、金型用鋼の焼入れ性をさらに高める効果が得られる。

【0029】

また、上記金型用鋼が、上記特定量のＳ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂから選択される１種または２種以上を含有する場合には、被削性の向上に効果を有するＳｉの含有量が従来の鋼種と比較して少ない上記金型用鋼において、被削性を高め、機械加工性を確保しやすくする。

【0030】

また、上記金型用鋼の２５℃における熱伝導率が２０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上である場合には、樹脂材料の射出成形時に、樹脂を迅速に冷却して固化できるため、射出成形の効率を高めることができる。

【図面の簡単な説明】

【0031】

【図1】ＭｎおよびＣｒの含有量と、（ａ）耐食性、（ｂ）フェライト析出、（ｃ）緩速焼入れ時の衝撃値、（ｄ）熱伝導率の関係をそれぞれ示すグラフである。

【図2】ＭｎとＣｒの含有量の規定範囲を示すグラフである。

【図3】ＮおよびＶの含有量と緩速焼入れ時の衝撃値の関係を示すグラフである。

【図4】ＮとＶの含有量の好ましい範囲を示すグラフである。

【発明を実施するための形態】

【0032】

以下に、本発明の一実施形態にかかる金型用鋼について詳細に説明する。

【0033】

本発明の一実施形態にかかる金型用鋼は、以下のような元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる。添加元素の種類、成分比および限定理由などは、以下のとおりである。なお、成分比の単位は、質量％である。

【0034】

・０．２７％＜Ｃ＜０．３６％
Ｃは、焼入れ時に母相中に固溶し、マルテンサイト組織化することによって、金型用鋼の硬度を向上させる。また、Ｃは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等とともに、炭化物や炭窒化物を形成し、金型用鋼の強度を向上させる。

【0035】

Ｃの含有量を、０．２７％＜Ｃとすることで、適宜熱処理を経て、金型としての使用に要求される高硬度が獲得される。金型においては、十分な耐摩耗性および鏡面研磨性を得る観点から、おおむね４７ＨＲＣ以上、好ましくは４９ＨＲＣ以上の硬度を有することが求められる。また、Ｃの含有量が少なすぎると、δフェライトが析出しやすくなり、鏡面研磨性の低下および金型破壊の可能性につながるため、好ましくない。０．２７％＜Ｃとすれば、δフェライトの析出を効果的に抑制することができる。諸特性のバランスの観点から、好ましくは、０．２９％＜Ｃであるとよい。

【0036】

一方、Ｃ含有量が過剰になると、ＣｒやＭｏを含む炭化物が形成されやすくなり、母相中のＣｒ、Ｍｏの固溶量が低下されることで、耐食性が低下する。また、過剰にＣを含有することで、金型用鋼の溶接性も低下してしまう。そのため、Ｃ＜０．３６％とする。諸特性のバランスの観点から、好ましくは、Ｃ＜０．３４％であるとよい。

【0037】

・０．０７％＜Ｓｉ＜０．４０％
Ｓｉは、脱酸剤としての効果、また金型製造時の被削性を向上させる効果を有する。Ｓｉの含有量は、金型に求められる被削性を確保するために、０．０７％＜Ｓｉとする。Ｓｉ≦０．０７％とした場合には、被削性が著しく低くなるのみならず、熱処理を経ても、金型に求められる高硬度（おおむね４９ＨＲＣ）を得にくくなる。他の特性とのバランスの観点から、好ましくは、０．０９％＜Ｓｉであるとよい。

【0038】

一方、Ｓｉの含有量が過剰になると、金型用鋼の熱伝導性が低下する。また、δフェライトが生成しやすくなる。これらを防止する観点から、Ｓｉ＜０．４０％とする。また、Ｓｉ＜０．４０％とすることで、金型用鋼を熱間加工する際の良好な脱スケール性を確保するとともにスケールの硬さ上昇を抑制することによって、加工に用いる工具がスケールによって著しく摩耗されるのを抑制することができる。他の特性とのバランスの観点から、好ましくは、Ｓｉ＜０．３６％であるとよい。

【0039】

・７．００％＜Ｃｒ＜８．８０％
Ｃｒは、不動態膜を形成することで、耐食性を向上させる元素である。図１（ａ）にＣｒの添加量と耐食性との関係を示す。ここでは、０．３２Ｃ−０．２３Ｓｉ−０．６０Ｍｏ−０．６０Ｖ−０．０１５Ｎを基本成分とし、ＭｎとＣｒの含有量を変化させた鋼材の耐食性を湿潤試験によって評価している。つまり、鏡面研磨した試験片を湿度９８％、温度５０℃の環境に２４時間放置した後の発錆状況を目視観察し、ほとんど錆が発生していないか、錆がわずかしか発生していない場合を「○」、錆がかなり目立つ、あるいは非常に多い場合を「×」として示してある。図１（ａ）によると、Ｍｎの含有量の全領域にわたり、７．００％＜Ｃｒを満たす条件で、「○」が得られており、高い耐食性が獲得されている。

【0040】

加えて、Ｃｒの含有量が少なすぎると、特にＭｎの含有量が多い条件で、金型用鋼の球状化焼鈍性が悪くなり、球状化焼鈍後も金型用鋼が硬い状態となりやすく、金型用鋼の機械加工性の低下を招くが、７．００％＜Ｃｒとしておけば、このような問題は起こりにくい。諸特性のバランスの観点から、Ｃｒの含有量は、好ましくは、７．３０％＜Ｃｒであるとよい。

【0041】

一方で、Ｃｒの含有量が多すぎると、δフェライトが析出しやすくなる。図１（ｂ）に、Ｃｒの添加量とδフェライトの析出との関係を示す。ここでは、０．２８Ｃ−０．３９Ｓｉ−０．７９Ｍｏ−０．７４Ｖ−０．００２Ｎを基本成分とし、ＭｎとＣｒの含有量を変化させた鋼材について、δフェライトの析出の有無を示している。δフェライトが観察されない場合は「○」、δフェライトが観察される場合は「×」として示している。図１（ｂ）によると、Ｍｎの含有量の全領域にわたり、Ｃｒ＜８．８０％を満たす条件で、「○」が得られており、δフェライトが析出しにくい状態となっている。

【0042】

加えて、Ｃｒの含有量が多すぎると、特にＭｎが少なくＣが多い条件で、パーライトが非常に析出しやすくなるが、Ｃｒ＜８．８０％であれば、このような問題は起こりにくい。諸特性のバランスの観点から、好ましくは、Ｃｒ＜８．６０％であるとよい。

【0043】

・Ｍｎ
Ｍｎの含有量は、焼入れ速度が遅い場合（緩速焼入れ時）の衝撃値および熱伝導率に影響を与えるが、その影響の程度は、Ｃｒの含有量にも依存する。本実施形態にかかる金型用鋼において、ＭｎおよびＣｒの含有量は、−０．１Ｃｒ＋１．１０＜Ｍｎ＜−０．１Ｃｒ＋１．５０の関係を満たす。

【0044】

ＣｒおよびＭｎの含有量が少なすぎると、緩速焼入れ時に粗大ベイナイトが析出しやすくなり、衝撃値が低くなる。図１（ｃ）に、ＣｒおよびＭｎの含有量と緩速焼入れ時の衝撃値との関係を示す。ここでは、０．３３Ｃ−０．２５Ｓｉ−０．５８Ｍｏ−０．５９Ｖ−０．０１２Ｎを基本成分とし、ＭｎとＣｒの含有量を変化させた鋼材について、高い衝撃値が得られるかどうかを示している。具体的には、１１ｍｍ×１１ｍｍ×６０ｍｍの鋼材を１０３０℃に加熱し、１０３０℃から５５０℃までの温度域を５０℃／ｍｉｎ、５５０℃から１００℃までの温度域を２℃／ｍｉｎで冷却して、大断面を有する金型の焼入れを模擬した。なお、一般的な金型の焼入れにおける金型内部の冷却速度は、１０３０℃から５５０℃までで５〜１５０℃／ｍｉｎ、５５０℃から１００℃までで１〜３０℃/ｍｉｎ程度であり、上記の冷却速度は、この範囲の中でかなり遅い方である。さらに、このように焼入れを受けた鋼材を焼戻しによって硬度５２ＨＲＣに調質し、ノッチ（先端Ｒ部の半径が１ｍｍ）を有する概寸１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの試験片に加工した。この試験片を用い、シャルピー衝撃試験によって、室温における衝撃値Ｅ（Ｊ／ｃｍ^２）を測定した。そして、図１（ｃ）中において、Ｅ≧２０である場合を「○」、Ｅ＜２０である場合を「×」として示した。Ｅ＝２０との境界値は、金型において、割れを回避するために求められる衝撃値のめやすである。図１（ｃ）によると、Ｍｎ（％）＞−０．１Ｃｒ（％）＋１．１０（％）を満たす条件で、「○」が得られており、高い衝撃値が達成されている。

【0045】

一方、ＣｒおよびＭｎの含有量が多すぎると、金型用鋼の熱伝導率を低下させてしまう。図１（ｄ）に、ＣｒおよびＭｎの含有量と熱伝導率との関係を示す。０．３５Ｃ−０．３９Ｓｉ−０．７８Ｍｏ−０．７４Ｖ−０．０１８Ｎを基本成分とし、ＭｎとＣｒの含有量を変化させた鋼材の熱伝導率の測定結果を示す。具体的には、上記衝撃試験の場合と同様に試験片を調質したうえで、レーザーフラッシュ法によって２５℃における熱伝導率λ（Ｗ/ｍ/Ｋ）を測定した。図１（ｄ）中において、λ≧２０である場合を「○」、λ＜２０である場合を「×」で示した。λ＝２０との境界値は、金型において、迅速に樹脂の冷却を行うために求められる熱伝導率のめやすである。図１（ｄ）によると、Ｍｎ（％）＜−０．１Ｃｒ（％）＋１．５０（％）を満たす条件で、「○」が得られており、高い熱伝導率が達成されている。

【0046】

加えて、ＣｒおよびＭｎの含有量が多すぎると、金型用鋼中において、偏析が顕著に起こり、金型の鏡面研磨性とシボ加工性を悪化させる。この意味でも、緩速焼入れ時の衝撃値を確保できる範囲内で、ＣｒとＭｎの含有量は少ない方が好ましい。上記のように、Ｃｒ＜８．８０％およびＭｎ＜−０．１Ｃｒ＋１．５０を満たせば、十分な鏡面研磨性とシボ加工性を確保することができる。

【0047】

以上で規定された、Ｃｒの含有量の範囲、およびＣｒの含有量との関係におけるＭｎの含有量の範囲を合わせて示したものが、図２である。ＣｒとＭｎの含有量が、四角形で囲まれた範囲の中にあれば、金型用鋼が、耐食性、δフェライトの析出抑制、緩速焼入れ時の衝撃値、熱伝導率の全てにおいて優れ、樹脂材料の射出成形用の金型として求められる諸特性をバランスよく満たしている。

【0048】

・０．２５％＜Ｍｏ＜０．８０％
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素である。また、Ｃと結合することで材料の２次硬化に寄与する。０．２５％＜Ｍｏとすることで、熱処理を経た際に、金型に要求される高硬度を安定して得ることができる。好ましくは、他の特性とのバランスの観点から、０．３５％＜Ｍｏであるとよい。

【0049】

一方、Ｍｏの含有量が多すぎると、δフェライトが析出しやすくなるうえ、破壊靱性を確保することが難しくなる。金型用鋼の材料コストも高くなる。これらの事態を回避するため、Ｍｏ＜０．８０％とされる。他の特性とのバランスの観点から、好ましくは、Ｍｏ＜０．７５％であるとよい。

【0050】

・０．５０％＜Ｖ＜０．７５％
Ｖは、Ｃ、Ｎと結合して炭窒化物を形成する。この炭窒化物は、焼入れ時のγ結晶粒の粗大化抑制に寄与し、衝撃値を向上させる。０．５０％＜Ｖとすることで、焼入れ時のγ結晶粒の粗大化が効果的に抑制され、金型に要求される衝撃値を達成しやすくなる。他の特性とのバランスの観点から、好ましくは、０．５２％＜Ｖであるとよい。

【0051】

一方、Ｖの含有量が多くなりすぎると、γ結晶粒粗大化抑制の効果が飽和し、コスト増を招く。また、多量にＶが含有されることで、δフェライトや粗大な炭窒化物が生成しやすくなる。希少元素であるＶの含有量を抑制することは、低コスト化だけでなく、省資源の観点からも重要である。これらの観点から、Ｖ＜０．７５％とされる。他の特性とのバランスの観点から、好ましくは、Ｖ＜０．７０％であるとよい。

【0052】

・０．０００５％＜Ｎ＜０．０５％
Ｎは焼入れ時の残留炭化物（および炭窒化物）の固溶温度を高めるため、Ｎの含有量を多くするほど、残留炭化物（および炭窒化物）が増え、焼入れ時の結晶粒粗大化を抑制し、γ結晶粒を微細化することができる。この効果を十分に得るため、０．０００５％＜Ｎとする。

【0053】

一方、Ｎの含有量を多くしすぎても、上記のようなγ結晶粒微細化の効果が飽和するとともに、Ｎの含有量を高めるために要する精錬コストが大きくなる。これらの観点から、Ｎ＜０．０５％とする。

【0054】

上記のように、ＶやＮが金型用鋼中に含有されると、炭化物や炭窒化物が形成されやすくなるが、粗大な炭化物や炭窒化物が形成されると、それを起点として亀裂が発生しやすくなるため、金型用鋼の衝撃値が低下してしまう。衝撃値の低下は、特に、焼入れ速度が遅い場合に起こりやすい。このような衝撃値の低下を避けるために、Ｎの含有量の上限値は、Ｖの含有量との関係によって規定されることが好ましい。具体的には、Ｎ（％）＜−０．０４Ｖ（％）＋０．０５０（％）であることが好ましい。図３に、ＮおよびＶの含有量と緩速焼入れ時の衝撃値との関係を示す。ここでは、０．３５Ｃ−０．３９Ｓｉ−０．５４Ｍｎ−７．０３Ｃｒ−０．７８Ｍｏを基本成分とし、ＮとＶの含有量を変化させた鋼材について、上記でＣｒおよびＭｎの含有量を変化させて、図１（ｃ）を得た際と同様の方法および基準で、緩速焼入れ時の衝撃値を評価した結果を示している。図３によると、Ｎ＜−０．０４Ｖ＋０．０５０を満たす条件で、「○」が得られており、高い衝撃値が得られている。

【0055】

さらに、ＶおよびＮの含有量が多い場合に、粗大な炭化物や炭窒化物が生成すると、衝撃値が低下することに加え、研磨時にそれらが脱落してピンホールを生じ、金型の鏡面研磨性を低下させてしまう。この意味でも、ＶとＮの含有量は、結晶粒の微細化に効果を有する範囲内で少ないことが好ましく、Ｎ＜−０．０４Ｖ＋０．０５０であれば、鏡面研磨性の低下を抑制することができる。

【0056】

図４に、以上において説明したＶおよびＮの含有量の好ましい範囲をまとめて示す。ＶとＮの含有量が、四角形で囲まれた範囲の中にあれば、γ結晶粒の微細化の促進と、粗大な炭化物や炭窒化物の生成の抑制とが両立されることで、高い衝撃値および鏡面研磨性が得られる。

【0057】

本実施形態にかかる金型用鋼は、上記所定量のＣ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎを含有し、残部は、Ｆｅと不可避的不純物よりなる。ここで、不可避的不純物としては、以下のような元素が想定される。つまり、Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．００３％、Ｃｕ≦０．３０％、Ｎｉ≦０．３０％、Ａｌ≦０．１０％、Ｗ≦０．１０％、Ｏ≦０．０１％、Ｃｏ≦０．１０％、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％等が想定される。

【0058】

本実施形態にかかる金型用鋼は、上述した必須元素に加えて、さらに、以下の元素から選択される１種または２種以上の元素を任意に含有していても良い。各元素の成分比、限定理由などは、次のとおりである。

【0059】

・０．１０％＜Ｗ≦４．００％、０．１０％＜Ｃｏ≦３．００％
Ｗは、炭化物の析出によって金型用鋼の強度を上げる。また、Ｃｏは、母相への固溶によって強度を上昇させるとともに、炭化物形態の変化を介して、析出硬化にも寄与する。本実施形態にかかる金型用鋼は、Ｃｒを多く含有するため、軟化抵抗が低く、焼戻し温度が高い場合には高強度を確保することが難しくなる。そこで、ＷやＣｏを添加することで、焼戻し温度が高い場合にも、強度確保を図ることができる。Ｗ、Ｃｏとも、含有量の下限値は、強度確保に効果を有する含有量として規定され、上限値は、特性の飽和とコスト増の抑制の観点から規定されている。特に好適な含有量の範囲は、それぞれ、０．３０％≦Ｗ≦３．００％、０．３０％≦Ｃｏ≦２．００％である。

【0060】

・０．００４％＜Ｎｂ≦０．１００％、０．００４％＜Ｔａ≦０．１００％、０．００４％＜Ｔｉ≦０．１００％、０．００４％＜Ｚｒ≦０．１００％
Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒは、微細な析出物として析出し、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することができる。予期せぬ設備トラブルなどによって、焼入れ時や熱処理時の加熱温度が高くなったり、加熱時間が長くなったりすることがあれば、オーステナイト結晶粒の粗大化が進行し、各種特性が低下する可能性がある。そのような場合に備え、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒから選択される１種または２種以上を添加しておけばよい。各元素の含有量の下限値は、オーステナイト結晶粒の粗大化抑制の効果が得られる含有量として規定され、上限値は、炭化物や窒化物、酸化物の過度の析出による衝撃値や鏡面研磨性の低下を抑制する観点から規定されている。なお、これらの元素は、後述するように、ＢＮの形成を抑制する効果も有する。

【0061】

・０．１０％＜Ａｌ＜１．２％
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による粒成長を抑制する効果を有する。よって、上記のＮｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒと同様に、オーステナイト結晶粒の粗大化の抑制に寄与する。また、Ａｌは鋼中で窒化物を形成して析出強化に寄与するため、金型用鋼に窒化処理が施される際に、表面硬さを高くする作用を有する。よって、高い耐摩耗性を求めて窒化処理をする金型においては、Ａｌを添加することが特に有効である。含有量の下限値は、それらの効果が得られる含有量として規定され、上限値は、粗大なＡｌ酸化物の生成による鏡面研磨性の低下を抑制する観点から規定されている。

【0062】

・０．３０％＜Ｎｉ≦３．５％、０．３０％＜Ｃｕ≦１．５％
ＮｉおよびＣｕはともに、鋼中でオーステナイトを安定に生成させ、焼入れ性を向上させる効果を有する。上記のように、近年の樹脂製品の大型化によって、成形用の金型のサイズが大きくなる傾向にある。大きな金型は冷却されにくいので、焼入れ性の低い金型用鋼で金型を形成して焼入れを行うと、焼入れ中にパーライト、粗大ベイナイトが析出して、各種特性が低下する可能性がある。本実施形態にかかる金型用鋼は、フェライトおよびパーライトの析出が抑制されていることや、高衝撃値を有すること等により、非常に高い焼入れ性を有しているものの、非常に大型の金型を形成し、小さい冷却速度で焼入れを行う場合にも高い焼入れ性を確保するために、ＮｉやＣｕを添加して焼入れ性をさらに高めておくことが有効である。さらに、Ｎｉは、Ａｌと結合して金属間化合物として析出し、硬度を高める効果も有する。一方、Ｃｕには、時効析出で硬度を高める効果もある。各元素の含有量の下限値は、焼入れ性向上の効果が得られる含有量として規定され、上限値は、偏析による鏡面研磨性の低下を抑制する観点から規定されている。特に好適な含有量の範囲は、それぞれ、０．５０％≦Ｎｉ≦３．０％、０．５０％≦Ｃｕ≦１．２％である。なお、ＮｉとＣｕには、δフェライトを析出させにくくする効果も有する。

【0063】

・０．０００１％＜Ｂ≦０．００５０％
Ｂを添加することで、金型用鋼の焼入れ性をさらに向上することができる。含有量の下限値は、焼入れ性向上の効果を得られるように規定されている。ただし、ＢがＮと結合してＢＮを形成すると、焼入れ性の向上効果が損なわれるので、Ｂを鋼中に単独で存在させる必要がある。ＢＮの形成を抑制する観点で、Ｂの含有量に上限値が規定されている。ＢＮの形成は、ＢよりもＮとの親和力が強い元素に窒化物を形成させることでも抑制することができる。そのような元素としては、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒを挙げることができる。これらの元素によるＢＮ形成抑制の効果は、不可避的不純物として含有されるレベルの量でも得られるが、特にＮの量が多い場合に、上記のような含有量範囲（０．００４〜０．１００％）でこれらの元素が意図的に添加されることで、ＢＮの形成を効果的に抑制することができる。

【0064】

・０．００３％＜Ｓ≦０．０５０％、０．０００５％＜Ｃａ≦０．２０００％、０．０３％＜Ｓｅ≦０．５０％、０．００５％＜Ｔｅ≦０．１００％、０．０１％＜Ｂｉ≦０．３０％、０．０３％＜Ｐｂ≦０．５０％
Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｐｂ、Ｂｉはいずれも、金型用鋼の被削性を向上させる効果を有する。本実施形態にかかる金型用鋼は、従来の金型用鋼と比べて、比較的Ｓｉの含有量が少ないため、機械加工性がそれほど高くないが、これらの元素を添加することで、被削性を改善することができる。各元素の含有量の下限値は、被削性改善の効果が得られる含有量として規定されている。一方、上記各元素を過剰に添加すると、被削性向上の効果が飽和するとともに、熱間加工性の低下、衝撃値や鏡面研磨性の低下を招くため、これらの特性の低下を回避する観点から、含有量の上限値が規定されている。

【0065】

本実施形態にかかる金型用鋼は、上記のような必須元素と、必要に応じて添加元素を含有してなることにより、高硬度、偏析の起こりにくさ、パーライトの析出しにくさ、高耐食性、δフェライトの析出しにくさ、緩速焼入れ時の高衝撃値、高熱伝導率の各特性を、バランスよく備える。これにより、樹脂材料の射出成形工程および金型の製造工程における近年の多様な要求を満たす金型を提供することができる。

【0066】

本実施形態にかかる金型用鋼は、高硬度を有することで、金型とした時に高い耐摩耗性が得られる。これは、特に樹脂材料にガラス繊維等の硬質材料が混入される場合に有利である。また、金型用鋼が高硬度を有することで、金型の鏡面研磨性が向上し、微小な凹凸構造が樹脂製品に転写されることで製品の意匠性を損なうことが防止される。金型用鋼の硬さは、熱処理条件によってある程度調整することが可能であるが、硬質材料が混入される樹脂の射出成形用の金型としては、上記のように、４７ＨＲＣ以上の硬度を有していることが好ましく、４９ＨＲＣ以上の硬度を有していることがさらに好ましい。上記のような組成を有することで、熱処理を経て、このような硬度を安定して達成しやすくなっている。

【0067】

また、本実施形態にかかる金型用鋼は、高硬度を有することに加え、偏析が少ないことによっても、高い鏡面研磨性を与える。また、金型表面がシボ加工される場合に、偏析が少ないことで、シボムラが発生しにくくなっている。シボムラは、偏析によって、薬液との接触時の腐食性に部位間で差が生じることによって発生する。

【0068】

パーライトが析出しにくいことも、金型の鏡面研磨性の向上に効果を有する。また、パーライトが析出しにくいことで、パーライトを起点とした金型の破壊が起こることが防止される。パーライトは、焼入れ速度が小さい場合に特に析出しやすいが、金型用鋼の組成の効果でパーライトの析出が抑えられていることにより、金型が大型化して焼入れ速度が小さくなっても、パーライトの析出が起こりにくく、高い鏡面研磨性、高い焼入れ性が確保される。

【0069】

また、金型用鋼が高い耐食性を有することで、金型に水冷回路が設けられる場合等にも、金型に腐食が発生するのが抑制され、冷却能力の維持と腐食による割れの防止に効果を有する。

【0070】

δフェライトの析出しにくさも、金型の鏡面研磨性の向上と割れの防止に効果を有する。さらに、δフェライトの析出しにくさに加え、高い衝撃値を有することでも、金型の割れが抑制される。特に、金型の大型化や、金型の製造環境の多様化に伴い、金型の焼入れ速度が小さい場合も多くなっているが、このような緩速焼入れが行われる場合にも、金型が高い衝撃値を有することで、割れが防止される。

【0071】

最後に、金型用鋼が高い熱伝導率を有することで、樹脂の射出成形時に、射出された樹脂材料を迅速に固化することができる。これにより、近年大きくなっている射出成形のハイサイクル化の要求に応えることができる。具体的には、２５℃における熱伝導率が２０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上であることが好ましい。金型用鋼の熱伝導率は、例えばレーザーフラッシュ法を用いて評価することができる。

【0072】

本実施形態にかかる金型用鋼は、以上のような特性を有することにより、種々のプラスチックの射出成形用金型として好適に用いることができる。加えて、ゴムの成形や加工、鋼板の冷間プレス成形、鋼板のホットスタンプ（プレスクエンチ、ダイクエンチとも称される）等、プラスチックの射出成形以外の用途に用いても、高い性能を発揮することができる。また、硬度や鏡面研磨性をさらに向上させるために、本実施形態にかかる金型用鋼に、ショットブラスト、サンドブラスト、窒化、物理蒸着（ＰＶＤ）、化学蒸着（ＣＶＤ）、メッキなど、種々の表面改質を適用することも有効である。

【0073】

以上のような本実施形態にかかる金型用鋼は、例えば、以下のようにして好適に製造することができる。すなわち、まず、上述した化学組成を有する鋼を真空誘導炉等にて溶製後、インゴットを鋳造する。次いで、得られたインゴットを、熱間鍛造および／または熱間圧延して必要な寸法の鋼材に調整する。

【0074】

そして、必要に応じて、１種または２種以上の熱処理を行う。熱処理の種類としては、焼入れ、焼戻し、サブゼロ処理、球状化焼鈍などを挙げることができる。焼入れ、焼戻しは、具体的には、例えば、１０００〜１２００℃で０．５〜１．５時間加熱後、冷却する焼入れを挙げることができる。冷却速度としては、急冷の他、１０３０℃から５５０℃までを５〜１５０℃／ｍｉｎ、５５０℃から１００℃までを１〜３０℃/ｍｉｎ程度とする例を挙げることができる。焼入れを行った後、必要に応じて、例えば、−１９６℃もしくは−７６℃で０．５〜１時間サブゼロ処理を行い、その後、２００〜７００℃で０．５〜１．５時間加熱後、空冷して焼戻しをする方法を例示することができる。また、球状化焼鈍としては、具体的には、例えば、８５０〜９５０℃で３〜５時間加熱後、１０〜４０℃／時間の速度で６００℃付近まで炉冷し、その後空冷する方法などを例示することができる。

【実施例】

【0075】

以下、実施例を用いて本発明をより具体的に説明する。

【0076】

表１に示す成分組成（単位：質量％）を有する金型用鋼をそれぞれ作製した。具体的には、各組成比を有する鋼を真空誘導炉で溶製した後、７トンのインゴットを鋳造した。そして、熱間鍛造によって３００ｍｍ×７００ｍｍの矩形の断面を有するブロックを製造した。さらに、得られたブロックに対して、１０５０℃に加熱して急冷する焼きならしと、７００℃の加熱による焼戻しを施した。そして、９３０℃に加熱した後に徐冷して焼きなました。

【0077】

このようにして得られた各金型用鋼よりなるブロックの中心付近から試験片を切り出し、焼戻し硬さ、パーライトの析出のしにくさ、衝撃値、耐食性、δフェライトの析出のしにくさ、鏡面研磨性、シボ加工性、熱伝導率の各特性を評価する試験を行った。以下に、試験方法を説明する。

【0078】

＜焼戻し硬さ＞
１５ｍｍ×１５ｍｍ×２５ｍｍの角棒を試験片として切り出し、焼戻し硬さ試験を行った。具体的には、試験片を１０３０℃に加熱して６０分間保持した後に急冷して焼入れを行った後、４５０〜６００℃で２時間の焼戻しを行った。ロックウェルＣスケール（ＨＲＣ）によって硬さを測定し、焼戻し時の温度範囲において得られた最大硬さを、焼戻し硬さとした。

【0079】

＜パーライトの析出しにくさ＞
パーライトの析出のしにくさを、金型の焼入れを模擬した試験にて評価した。具体的には、φ４ｍｍ×１０ｍｍの概略形状を有する試験片を、１０３０℃に加熱して１５分保持した後、所定の冷却速度で室温まで冷却した。そして、冷却後の試験片を切断して、切断面の組織を観察し、パーライトの有無を判定した。パーライトの析出が観察された最大の冷却速度Ａ（℃／分）に基づいて、パーライトの析出しにくさを評価した。つまり、Ａ＜５の場合を特に析出しにくい（◎）とし、５≦Ａ＜１０の場合を析出しにくい（○）とし、１０≦Ａ＜３０の場合をやや析出しやすい（△）とし、３０≦Ａの場合を析出しやすい（×）として、判定を行った。

【0080】

＜衝撃値＞
大きな金型を能力の低い設備で焼入れた場合を模擬した試験にて、衝撃値を評価した。具体的には、１１ｍｍ×１１ｍｍ×６０ｍｍの角棒を試験片として、１０３０℃から５５０℃までを５０℃／分、５５０℃から１００℃までを２℃／分で冷却して焼入れを行った後、４５０〜６００℃で２時間、焼戻しを行った。焼戻し温度としては、それぞれの鋼種において最大硬さが得られる温度を選択した。このような処理を経た角棒を用いて、ノッチ（先端Ｒ部の半径が１ｍｍ）を有する概寸１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの試験片に加工し、シャルピー衝撃試験によって、室温における衝撃値Ｅ（Ｊ／ｃｍ^２）を測定した。得られた衝撃値Ｅについて、Ｅ≧３５の場合を特に高い（◎）とし、３５＞Ｅ≧２０の場合を高い（○）とし、２０＞Ｅ≧１０の場合を低い（△）とし、１０＞Ｅの場合を非常に低い（×）として、評価を行った。

【0081】

＜δフェライトの析出しにくさ＞
δフェライトの析出のしにくさ、耐食性、鏡面研磨性、シボ加工性、熱伝導率の評価用試験片には、急速焼入れと焼戻しを施した。具体的には、１０３０℃で１時間の均熱後に急冷して焼入れを行い、４５０〜６００℃で２時間の焼戻しを行った。焼戻し温度としては、それぞれの鋼種の最大硬さが得られる温度を選択した。

【0082】

このようにして得られた試験片に対し、試験片として切り出す前のブロック材の長手方向と平行な面に対応する面を研磨した。そして、研磨された試験片を酸で腐食させた後、光学顕微鏡で組織を観察した。この際、δフェライトが観察されなければ、δフェライトが析出しにくい（○）とし、観察されれば、δフェライトが析出しやすい（×）として、判定を行った。

【0083】

＜耐食性＞
上記のような急速焼入れと焼戻しを行った試料片に対し、湿潤試験を行って、耐食性を評価した。具体的には、鏡面研磨した試験片を湿度９８％、温度５０℃の環境に２４時間放置した後の発錆状況を目視観察した。各鋼種の耐食性を、ほとんど錆びが発生していない場合を非常に高い（◎）とし、僅かな錆び発生している場合を高い（○）とし、錆が目立つ場合を低い（△）とし、錆が非常に多い場合を非常に低い（×）として評価した。

【0084】

＜鏡面研磨性＞
上記のような急速焼入れと焼戻しを行った試料片に対し、砥粒番手＃５００００までの研磨を行い、ウネリやピンホール等、不具合とみなされる構造の有無を観察した。これらの構造がほぼない場合を鏡面研磨性が非常に高い（◎：金型として優れている）とし、少ない場合を鏡面研磨性が高い（○：金型として使用できる）とし、目立つ場合を鏡面研磨性が低い（△：金型として使用できない場合が多い）とし、非常に多い場合を鏡面研磨性が非常に低い（×：金型としては使用できない）として、評価を行った。

【0085】

＜シボ加工性＞
上記のような急速焼入れと焼戻しを行った試料片を鏡面研磨した後、薬液で腐食し、シボ加工を施した。この際のシボの状態を観察し、シボムラがなければシボ加工性が良い（○）とし、シボムラが少しあればシボ加工性がやや悪い（△）とし、シボムラが多くあればシボ加工性が悪い（×）として評価した。

【0086】

＜熱伝導率＞
熱伝導率λ（Ｗ／（ｍ・Ｋ））を、レーザーフラッシュ法によって測定した。すなわち、試験片にレーザー光を照射し、その時の試験片裏面の温度変化ΔＴを熱電対によって測定した。そして、試験片の質量をＭ、厚さをＬとし、レーザー照射によって試験片に与えられる熱エネルギーをＱとして、試料の比熱Ｃｐを、Ｃｐ＝Ｑ／（Ｍ・ΔＴ）［Ｊ／（ｋｇ・Ｋ）］の関係より算出した。さらに、試験片の表面側に設置した赤外線検出器により、試験片の温度変化の最大値の半分に達する時間（ｔ_１／２）を測定し、試験片の熱拡散率αを、α＝０．１３８８×Ｌ^２／（ｔ_１／２）［ｍ^２／ｓ］の関係より算出した。そして、試料の熱伝導率λを、λ＝Ｃｐ・α・ρ［Ｗ／（ｍ・Ｋ）］として算出した。測定は、２５℃において行った。λ≧２２の場合を非常に高い（◎）とし、２０≦λ＜２２の場合を高い（○）とし、１９≦λ＜２０の場合を低い（△）とし、λ＜１９の場合を非常に低い（×）として、熱伝導率を評価した。

【0087】

表１に、各実施例および比較例にかかる金型用鋼の成分組成と、各種試験結果を示す。「−０．１Ｃｒ＋１．１＜Ｍｎ＜−０．１Ｃｒ＋１．５」および「Ｎ＜−０．０４Ｖ＋０．０５」の欄には、実際に含有されるＣｒの量から計算されるＭｎの含有量の規定範囲、および実際に含有されるＶの量から計算されるＮの含有量の好ましい範囲を示している。また、各元素の含有量の規定範囲に入っていない数値は、太字で示してある。

【0088】

【表1】

【0089】

まず、比較例にかかる各鋼種について、特性を検討する。なお、以下では、各比較例にかかる鋼について、劣っている特性があれば、その主な原因を考察しているが、鋼材の特性は全体としての組成によって定まるものであり、必ずしもその原因は特定の成分元素の多寡のみによるのではない。

【0090】

鋼１７は、衝撃値と耐食性において劣る。主に、ＣｒおよびＭｎの含有量が少ないことにより、緩速焼入れ時に粗大ベイナイトが析出しやすく、それによって、衝撃値が低くなっていると考えられる。また、Ｃｒの含有量が少ないことにより、安定な不動態膜が形成されにくく、耐食性が低くなっている。

【0091】

鋼１８は、パーライトの析出しにくさとシボ加工性において劣っている。パーライトが析出しやすいのは、Ｃｒの含有量が過剰である一方、Ｃが比較的多く、またＭｎが比較的少ないため、炭化物が析出しやすいことによると考えられる。また、シボ加工性が低いのは、Ｃｒの含有量が多いことにより、Ｃｒの偏析が顕著に起こるためである。

【0092】

鋼１９は、パーライトの析出しにくさ、δフェライトの析出しにくさ、シボ加工性において劣っている。また、硬度も、金型用鋼に求められる硬度としては比較的低い値を示している。パーライトが析出やすいのは、鋼１８と同様に、Ｃｒの含有量が過剰である一方、Ｍｎが比較的少ないことによると考えられる。また、δフェライトが析出しやすいのは、フェライト安定化元素であるＣｒ、Ｍｏ、Ｖが過剰に含有され、Ｓｉも比較的多く含有されていることによる。オーステナイト安定化元素であるＣやＭｎの含有量が少ないことも、δフェライトの析出を促進する要因となっている。さらに、シボ加工性が低くなっているのも、Ｃｒの含有量が多いことによる。硬さが低いのは、Ｃの含有量が少ないことによる。なお、ＣｒとＭｏの含有量が多く、Ｃの含有量が少ないことにより、耐食性は非常に優れたものとなっている。

【0093】

鋼２０は、鏡面研磨性とシボ加工性、熱伝導率において劣っている。鏡面研磨性およびシボ加工性が低いのは、ＭｎとＣｒの含有量が多いことで偏析が起こり、ウネリが発生しやすくなっているためであると考えられる。また、熱伝導率が低くなっているのは、マトリクス中に固溶するＭｎやＣｒが多いことによる。

【0094】

鋼２１は、耐食性において劣っている。また、硬度も、金型用鋼に求められる硬度としては比較的低い値を示している。耐食性が低いのは、鋼１７と同様に、Ｃｒの含有量が少ないことによる。また、硬度が低いのは、ＣおよびＳｉの含有量が少ないことによる。さらに、本鋼種においては、球状化焼鈍性も悪く、焼鈍によって鋼材を軟化させることが難しかった。これは、Ｍｎが多くＣｒが少ないため、炭化物の凝集・粗大化が遅いことによると考えられる。

【0095】

鋼２２は、衝撃値と耐食性、鏡面研磨性において劣っている。衝撃値が低い理由は、鋼１７と同様に、ＣｒおよびＭｎの含有量が少ないため、緩速焼入れ時に粗大ベイナイトが析出しやすいことに加え、ＶとＮの含有量が過剰であるとともにＣの含有量も比較的多いため、Ｖの粗大な炭窒化物が多くなり、これが破壊の起点になることであると考えられる。耐食性が低いのは、Ｃｒの含有量が少ないことによる。また、鏡面研磨性が低いのは、偏析によるウネリの影響に加え、上記のような粗大な炭窒化物が脱落してピンホールを生じることによる。

【0096】

鋼２３〜２６は市販されている金型用鋼である。鋼２３は、硬度と衝撃値、耐食性、鏡面研磨性において劣っている。硬度が低いのは、Ｃの含有量が非常に少ないことによる。衝撃値および耐食性が低いのは、ＣｒおよびＭｎの含有量が少ないことによる。鏡面研磨性が低いのは、ＮｉやＣｕ、Ａｌの偏析によるウネリが発生しやすいことに加え、硬度が低いことにより、介在物が脱落してピンホールとなり易いことも原因である。

【0097】

鋼２４はＳＵＳ４２０Ｊ２である。本鋼種は、パーライトの析出しにくさ、衝撃値、シボ加工性、熱伝導率において劣っている。これらは、主に、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｒの含有量が多いことによる。また、粒界に炭化物が析出し易いため、衝撃値が低くなっている。

【0098】

鋼２５はＪＩＳ ＳＫＤ６１であり、主にＭｎとＣｒが少ないことにより、衝撃値が低くなっているとともに、耐食性も低くなっている。

【0099】

鋼２６は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｏが多く含まれること等に起因し、非常に高い硬度を有してはいるが、主にＣ、Ｓｉ、Ｃｒの含有量が多いことにより、パーライトの析出しにくさ、衝撃値、耐食性、鏡面研磨性、熱伝導率において劣っている。Ｃｒ系の粗大な晶出炭化物が多いことや、固溶元素が多いことも、諸特性を低下させる原因となっている。

【0100】

これら比較例にかかる各鋼種に対し、本発明の実施例にかかる鋼種はいずれも、４９ＨＲＣ以上の硬度を有し、パーライトの析出しにくさ、緩速焼入れ時の衝撃値の高さ、耐食性、δフェライトの析出しにくさ、鏡面研磨性、シボ加工性、熱伝導率を高度に兼ね備えている。なお、鋼１３においては、Ｓが含有され、ＭｎＳとして鋼中に存在するため、衝撃値と鏡面研磨性がやや低くなっているが、金型用鋼としての実用上、十分な高特性となっている。

【0101】

以上のように、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎの含有量が所定の範囲にあること、特に、ＣｒとＭｎの含有量が所定の関係を満たすことで、従来の鋼種と比較して、上記各特性がバランスよく高められることが示された。

【0102】

以上、本発明の実施形態、実施例について説明した。本発明は、これらの実施形態、実施例に特に限定されることなく、種々の改変を行うことが可能である。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】