特許 6790610 金型用鋼及び成形具

(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】6790610

(24)【登録日】2020年11月9日

(45)【発行日】2020年11月25日

(54)【発明の名称】金型用鋼及び成形具

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20201116BHJP

   C22C 38/58 20060101ALI20201116BHJP

   C22C 38/60 20060101ALI20201116BHJP

   B22D 17/22 20060101ALI20201116BHJP

   B22C 9/06 20060101ALI20201116BHJP

   C21D 6/00 20060101ALN20201116BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 301H

   C22C38/58

   C22C38/60

   B22D17/22 Q

   B22C9/06 Q

   !C21D6/00 L

【請求項の数】14

【全頁数】25

(21)【出願番号】特願2016-171365(P2016-171365)

(22)【出願日】2016年9月2日

(65)【公開番号】特開2018-24931(P2018-24931A)

(43)【公開日】2018年2月15日

【審査請求日】2019年7月22日

(31)【優先権主張番号】特願2015-172463(P2015-172463)

(32)【優先日】2015年9月2日

(33)【優先権主張国】JP

(31)【優先権主張番号】特願2016-147773(P2016-147773)

(32)【優先日】2016年7月27日

(33)【優先権主張国】JP

(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】100110227

【弁理士】

【氏名又は名称】畠山 文夫

(72)【発明者】

【氏名】河野 正道

【審査官】 浅野 裕之

(56)【参考文献】

【文献】 特開２００９−２４２８２０（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００８−１６９４１１（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００９−２４２８１９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００７−３０８７８４（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１６−１３２７９７（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１５−２０９５８８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１１−０９４１６８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００７−１９７７８４（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平１１−１３１１９３（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００〜３８／６０

Ｂ２２Ｃ ９／０６

Ｂ２２Ｄ １７／２２

Ｃ２１Ｄ ６／００

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

以下の構成（１）及び（２）を備えた成形具。
（１）前記成形具は、
金型や金型部品の単独あるいは組み合わせで構成され、温度が室温より高い被成形物と直接接触する部位を含む。
（２）前記金型及び前記金型部品の少なくとも１つは、前記成形具を単独あるいは組み合わせで構成し、
０．４０≦Ｃ＜０．５５ｍａｓｓ％、
０．００３≦Ｓｉ＜０．３００ｍａｓｓ％、
０．７０＜Ｍｎ＜１．８０ｍａｓｓ％、
０．８０≦Ｃｒ＜２．００ｍａｓｓ％、
０．００３≦Ｃｕ＜１．２００ｍａｓｓ％、
０．００３≦Ｎｉ＜１．３８０ｍａｓｓ％、
０．５００＜Ｍｏ＜３．５００ｍａｓｓ％、
０．６４≦Ｖ＜１．２０ｍａｓｓ％、及び、
０．０００２≦Ｎ＜０．１２００ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
０．５５０＜Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＜３．６００ｍａｓｓ％
を満たす金型用鋼からなり、
硬さが３３ＨＲＣ超５７ＨＲＣ以下であり、
焼入れ時の旧オーステナイト結晶粒度番号が５以上であり、
レーザーフラッシュ法を用いて測定した２５℃における熱伝導率λが２７．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］超である。

【請求項2】

前記金型用鋼は、
０．３０＜Ｗ≦５．００ｍａｓｓ％、及び／又は、
０．１０＜Ｃｏ≦４．００ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１に記載の成形具。

【請求項3】

前記金型用鋼は、
０．００４＜Ｎｂ≦０．１００ｍａｓｓ％、
０．００４＜Ｔａ≦０．１００ｍａｓｓ％、
０．００４＜Ｔｉ≦０．１００ｍａｓｓ％、及び、
０．００４＜Ｚｒ≦０．１００ｍａｓｓ％
からなる群から選ばれるいずれか１種以上の元素をさらに含む請求項１又は２に記載の成形具。

【請求項4】

前記金型用鋼は、
０．１０＜Ａｌ≦１．５０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から３までのいずれか１項に記載の成形具。

【請求項5】

前記金型用鋼は、
０．０００１＜Ｂ≦０．００５０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から４までのいずれか１項に記載の成形具。

【請求項6】

前記金型用鋼は、
０．００３＜Ｓ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００ｍａｓｓ％、
０．０３＜Ｓｅ≦０．５０ｍａｓｓ％、
０．００５＜Ｔｅ≦０．１００ｍａｓｓ％、
０．０１＜Ｂｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、及び、
０．０３＜Ｐｂ≦０．５０ｍａｓｓ％
からなる群から選ばれるいずれか１種以上の元素をさらに含む請求項１から５までのいずれか１項に記載の成形具。

【請求項7】

前記金型部品は、プランジャーチップ、スプールブッシュ、スプールコア、射抜きピン、チルベント、又は、入れ子を含む請求項１から６までのいずれか１項に記載の成形具。

【請求項8】

０．４０≦Ｃ＜０．５５ｍａｓｓ％、
０．００３≦Ｓｉ＜０．３００ｍａｓｓ％、
０．７０＜Ｍｎ＜１．８０ｍａｓｓ％、
０．８０≦Ｃｒ＜２．００ｍａｓｓ％、
０．００３≦Ｃｕ＜１．２００ｍａｓｓ％、
０．００３≦Ｎｉ＜１．３８０ｍａｓｓ％、
０．５００＜Ｍｏ＜３．５００ｍａｓｓ％、
０．６４≦Ｖ＜１．２０ｍａｓｓ％、及び、
０．０００２≦Ｎ＜０．１２００ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
０．５５０＜Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＜３．６００ｍａｓｓ％
を満たす金型用鋼。

【請求項9】

硬さが３３ＨＲＣ超５７ＨＲＣ以下であり、
焼入れ時の旧オーステナイト結晶粒度番号が５以上であり、
レーザーフラッシュ法を用いて測定した２５℃における熱伝導率λが２７．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］超である請求項８に記載の金型用鋼。

【請求項10】

０．３０＜Ｗ≦５．００ｍａｓｓ％、及び／又は、
０．１０＜Ｃｏ≦４．００ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項８又は９に記載の金型用鋼。

【請求項11】

０．００４＜Ｎｂ≦０．１００ｍａｓｓ％、
０．００４＜Ｔａ≦０．１００ｍａｓｓ％、
０．００４＜Ｔｉ≦０．１００ｍａｓｓ％、及び、
０．００４＜Ｚｒ≦０．１００ｍａｓｓ％
からなる群から選ばれるいずれか１種以上の元素をさらに含む請求項８から１０までのいずれか１項に記載の金型用鋼。

【請求項12】

０．１０＜Ａｌ≦１．５０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項８から１１までのいずれか１項に記載の金型用鋼。

【請求項13】

０．０００１＜Ｂ≦０．００５０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項８から１２までのいずれか１項に記載の金型用鋼。

【請求項14】

０．００３＜Ｓ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００ｍａｓｓ％、
０．０３＜Ｓｅ≦０．５０ｍａｓｓ％、
０．００５＜Ｔｅ≦０．１００ｍａｓｓ％、
０．０１＜Ｂｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、及び、
０．０３＜Ｐｂ≦０．５０ｍａｓｓ％
からなる群から選ばれるいずれか１種以上の元素をさらに含む請求項８から１３までのいずれか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、金型用鋼及びそれを用いた成形具に関する。成形具は、金型や金型部品の単独あるいは組み合わせで構成される。成形具は、ダイカスト、プラスチックの射出成形、ゴムの加工、各種の鋳造、温間鍛造、熱間鍛造、ホットスタンプなどに用いられる。これらの成形具は、室温よりも高温の被成形物と接触する部位を有する。

【背景技術】

【0002】

ダイカスト、射出成形、熱間〜温間における塑性加工などに用いられる金型は、通常、素材の焼入れ・焼戻しを行い、型彫加工等により所定の形状に加工することにより製造されている。また、このような金型を用いて熱間〜温間での加工を行う際には、金型は、大きなヒートサイクルと大きな負荷を受ける。そのため、この種の金型に用いられる材料には、靱性、高温強度、耐摩耗性、耐割れ性、耐ヒートチェック性などに優れていることが求められる。しかしながら、一般に、金型用鋼において、複数の特性を同時に向上させるのは難しい。

【0003】

そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、質量％でＣ：０．１〜０．６、Ｓｉ：０．０１〜０．８、Ｍｎ：０．１〜２．５、Ｃｕ：０．０１〜２．０、Ｎｉ：０．０１〜２．０、Ｃｒ：０．１〜２．０、Ｍｏ：０．０１〜２．０、Ｖ，Ｗ，Ｎｂ及びＴａのうち１種類若しくは２種以上を合計で：０．０１〜２．０、Ａｌ：０．００２〜０．０４、Ｎ：０．００２〜０．０４、Ｏ：０．００５以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる金型用鋼が開示されている。
同文献には、このような材料を所定の条件下で熱処理することによって、熱疲労特性及び軟化抵抗が高くなり、これによってヒートチェック及び水冷孔割れを抑制することができる点が記載されている。

【0004】

特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．２〜０．６％，Ｓｉ：０．０１〜１．５％，Ｍｎ：０．１〜２．０％，Ｃｕ：０．０１〜２．０％，Ｎｉ：０．０１〜２．０％，Ｃｒ：０．１〜８．０％，Ｍｏ：０．０１〜５．０％，ＶとＷとＮｂとＴａのうち１種類あるいは２種以上の合計：０．０１〜２．０％，Ａｌ：０．００２〜０．０４％，及び、Ｎ：０．００２〜０．０４％を含み，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる金型用鋼が開示されている。
同文献には、このような材料は焼入れ性が良好である点、及び、これを所定の条件下で熱処理することによって、所要の衝撃値が得られ、金型寿命の高寿命化が可能であり、かつ、切削加工も容易となる点が記載されている。

【0005】

特許文献３には、Ｃ：０．１５〜０．５５質量％、Ｓｉ：０．０１〜２．０質量％、Ｍｎ：０．０１〜２．５質量％、Ｃｕ：０．０１〜２．０質量％、Ｎｉ：０．０１〜２．０質量％、Ｃｒ：０．０１〜２．５質量％、Ｍｏ：０．０１〜３．０質量％、及び、Ｖ及びＷからなる群から選ばれる少なくとも１種の総量：０．０１〜１．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる型材用鋼が開示されている。
同文献には、このような材料を所定の条件下で熱処理することによって、軟化抵抗が高くなり、かつ、耐摩耗性も向上する点が記載されている。

【0006】

特許文献４には、Ｃ：０．２６〜０．５５重量％、Ｃｒ：２重量％未満、Ｍｏ：０〜１０重量％、Ｗ：０〜１５重量％（但し、ＷとＭｏとの含有量は合計で１．８〜１５重量％）、（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ）：０〜３重量％、Ｖ：０〜４重量％、Ｃｏ：０〜６重量％、Ｓｉ：０〜１．６重量％、Ｍｎ：０〜２重量％、Ｎｉ：０〜２．９９重量％、及び、Ｓ：０〜１重量％を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなる工具鋼が開示されている。
同文献には、このような組成にすることによって、従来の工具鋼よりも熱伝導度が高くなる点が記載されている。

【0007】

さらに、特許文献５には、質量％で０．３５＜Ｃ≦０．５０，０．０１≦Ｓｉ＜０．１９，１．５０＜Ｍｎ＜１．７８，２．００＜Ｃｒ＜３．０５，０．５１＜Ｍｏ＜１．２５，０．３０＜Ｖ＜０．８０，及び、０．００４≦Ｎ≦０．０４０を含み，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる金型用鋼が開示されている。
同文献には、このような組成にすることによって、金型の熱伝導率を高くすることができる点が記載されている。

【0008】

金型や金型部品の単独あるいは組み合わせで構成される成形具は、室温よりも高温の被成形物と接触する部位を有するため、使用中に温度の上昇と降下という熱サイクルに曝される。用途によっては、高い圧力が付加される場合もある。この過酷な熱サイクルに耐えるため、金型や金型部品は、焼入れ・焼戻し状態で使用される。焼入れ時の加熱条件は、鋼材の組成、用途、金型の大きさ等にもよるが、１０３０℃で１〜３Ｈｒ程度保持する場合が多い。
一方、工業的には、焼入れ時に大きい金型と小さい金型を一緒に加熱する「混載」が一般的である。しかし、混載を行う場合において、焼入れ時の加熱条件を大きい金型に合わせると、小さい金型は過度に加熱され、結晶粒が粗大化する。

【0009】

また、近年、ダイカストのサイクルタイム短縮や金型損傷軽減のため、冷却効率に優れた高熱伝導率鋼（熱伝導率λ：２４〜２７［Ｗ／ｍ／Ｋ］）をダイカスト金型に使う場合が増えてきている。高熱伝導率鋼は、熱伝導率を高くするために、一般的な熱間ダイス鋼のＣｒ量（約５％）よりも大幅に低Ｃｒ化されている。
一方、低Ｃｒ鋼は、焼入れ時に残留する炭化物が少ないため、焼入れ時の結晶粒粗大化を防止するためには、焼入れ温度を低くする必要がある。しかし、複数の金型が同時に製造される場合において、一部の金型の焼入れ温度が他の金型の焼入れ温度と異なる時には、混載ができないという問題がある。

【0010】

さらに、Ｃｒを０．５ｍａｓｓ％以下にすることで、熱伝導率λが４２［Ｗ／ｍ／Ｋ］を超える鋼も知られている。しかし、そのような鋼は高温強度と耐食性が低いため、温度サイクルに曝される金型部品に使用することは推奨されない。

【0011】

すなわち、温度サイクルに曝される金型用鋼には、
（ａ）必要な高温強度及び耐食性を確保できること、
（ｂ）焼入れの生産性向上（すなわち、混載）が可能であること、
（ｃ）サイクルタイムの短縮や金型の焼付きを軽減することが可能な程度の高い熱伝導率を有すること、及び、
（ｄ）焼入れ時に、金型の割れを防止することが可能な程度の微細なオーステナイトを生成可能であること
が求められている。
しかし、このような要求を同時に満たす鋼が提案された例は、従来にはない。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0012】

【特許文献1】特開２００８−０５６９８２号公報

【特許文献2】特開２００８−１２１０３２号公報

【特許文献3】特開２００８−１６９４１１号公報

【特許文献4】特表２０１０−５００４７１号公報

【特許文献5】特開２０１１−０９４１６８号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0013】

本発明が解決しようとする課題は、高温強度及び耐食性に優れ、焼入れの生産性が高く、高熱伝導率であり、かつ、焼入れ時に微細なオーステナイト結晶粒を生成可能な金型用鋼、及び、それを用いた金型や金型部品から構成される成形具を提供することにある。

【課題を解決するための手段】

【0014】

上記課題を解決するために本発明に係る成形具は、以下の構成（１）及び（２）を備えていることを要旨とする。
（１）前記成形具は、
金型や金型部品の単独あるいは組み合わせで構成され、温度が室温より高い被成形物と直接接触する部位を含む。
（２）前記金型及び前記金型部品の少なくとも１つは、前記成形具を単独あるいは組み合わせで構成し、
０．４０≦Ｃ＜０．５５ｍａｓｓ％、
０．００３≦Ｓｉ＜０．３００ｍａｓｓ％、
０．７０＜Ｍｎ＜１．８０ｍａｓｓ％、
０．８０≦Ｃｒ＜２．００ｍａｓｓ％、
０．００３≦Ｃｕ＜１．２００ｍａｓｓ％、
０．００３≦Ｎｉ＜１．３８０ｍａｓｓ％、
０．５００＜Ｍｏ＜３．５００ｍａｓｓ％、
０．６４≦Ｖ＜１．２０ｍａｓｓ％、及び、
０．０００２≦Ｎ＜０．１２００ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
０．５５０＜Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＜３．６００ｍａｓｓ％
を満たす金型用鋼からなり、
硬さが３３ＨＲＣ超５７ＨＲＣ以下であり、
焼入れ時の旧オーステナイト結晶粒度番号が５以上であり、
レーザーフラッシュ法を用いて測定した２５℃における熱伝導率λが２７．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］超である。

【0015】

本発明に係る金型用鋼は、
０．４０≦Ｃ＜０．５５ｍａｓｓ％、
０．００３≦Ｓｉ＜０．３００ｍａｓｓ％、
０．７０＜Ｍｎ＜１．８０ｍａｓｓ％、
０．８０≦Ｃｒ＜２．００ｍａｓｓ％、
０．００３≦Ｃｕ＜１．２００ｍａｓｓ％、
０．００３≦Ｎｉ＜１．３８０ｍａｓｓ％、
０．５００＜Ｍｏ＜３．５００ｍａｓｓ％、
０．６４≦Ｖ＜１．２０ｍａｓｓ％、及び、
０．０００２≦Ｎ＜０．１２００ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
０．５５０＜Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＜３．６００ｍａｓｓ％
を満たすことを要旨とする。

【発明の効果】

【0016】

本発明においては、
（ａ）焼戻し硬さを確保するために、Ｃ、Ｍｏ及びＶの量を適正化し、
（ｂ）高熱伝導率を確保するために、Ｓｉ、Ｃｒ及びＭｎの量を適正化し、かつ、
（ｃ）焼入れ性を確保するために、Ｃｒ及びＭｎの量を適正化した。
さらに、本発明においては、旧オーステナイト結晶粒を微細化するために、ピン止め効果（pinning effect）と引きずり効果（solute drag effect）を積極的に併用した。
すなわち、
（ｄ）結晶粒界の移動をピン止め効果（pinning effect）により抑制するＶＣ粒子に関するＣ、Ｖ、及びＮの量を適正化し、
（ｅ）結晶粒界の移動を引きずり効果（solute drag effect）により抑制する固溶元素であるＣｕ、Ｎｉ、及びＭｏの量を適正化した。
その結果、本発明に係る金型用鋼は、高温強度及び耐食性に優れ、焼入れの生産性が高く、高熱伝導率であり、かつ、焼入れ時に微細なオーステナイト結晶粒を生成させることができる。

【図面の簡単な説明】

【0017】

【図1】混載の加熱時における炉温と金型温度の推移の模式図である。

【図2】図２（ａ）は、１０３０℃×５Ｈｒで加熱した後、焼入れしたＣｕ無添加鋼（鋼Ａ）の組織写真である。図２（ｂ）は、１０３０℃×５Ｈｒで加熱した後、焼入れしたＣｕ添加鋼（鋼Ｂ）の組織写真である。

【図3】（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）量と焼入れ時のγ結晶粒度番号との関係を示す図である。

【図4】Ｖ量と焼入れ時のγ結晶粒度番号との関係を示す図である。

【発明を実施するための形態】

【0018】

以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． 金型用鋼］
本発明に係る金型用鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。

【0019】

［１．１． 主構成元素］
（１）０．３８＜Ｃ＜０．５５ｍａｓｓ％：
焼入れ速度が遅く、かつ焼戻し温度が高い場合において、Ｃ量が少なくなるほど、３３ＨＲＣを超える硬さを安定して得にくくなる。従って、Ｃ量は、０．３８ｍａｓｓ％超である必要がある。
一方、Ｃ量が過剰になると、粗大な炭化物が増加し、それが亀裂の起点となって靱性が低下する。また、残留オーステナイトが増え、それが焼戻しの際に粗大なベイナイトになるため、靱性が低下する。さらに、Ｃ量が過剰になると、溶接性が低下する。また、最高硬さが高くなりすぎて機械加工も困難となる。従って、Ｃ量は、０．５５ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．５４ｍａｓｓ％未満である。

【0020】

（２）０．００３≦Ｓｉ＜０．３００ｍａｓｓ％：
一般に、Ｓｉ量が少なくなるほど、熱伝導率が高くなる。しかし、Ｓｉ量を必要以上に低減しても、熱伝導率向上の効果が飽和傾向となり、高熱伝導率化の効果を更には得にくい。また、Ｓｉ量が少なくなりすぎると、機械加工時の被削性が著しく劣化する。さらに、Ｓｉ量を必要以上に低減するのは、原材料の厳選や精錬の適正化で不可能とは言えないものの、著しいコスト上昇を招く。従って、Ｓｉ量は、０．００３ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．００７ｍａｓｓ％以上である。

【0021】

一方、Ｓｉ量が過剰になると、熱伝導率の低下が大きくなる。また、本発明に係る金型用鋼は、Ｖ量が比較的多いため、鋳造時にＶ系の炭化物が晶出しやすく、これを後続する熱処理で固溶させる必要がある。しかし、Ｓｉ量が過剰であると、このＶ系の晶出炭化物が大きくなりやすく、固溶させるのが難しくなる。固溶せずに残存したＶ系の晶出炭化物は、金型としての使用中に破壊の起点となるため、有害である。さらに、Ｓｉ量が過剰になると、鋳造時に他元素の偏析が著しくなるという問題も発生しやすい。従って、Ｓｉ量は、０．３００ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．２３０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、０．１９０ｍａｓｓ％未満である。

【0022】

（３）０．７０＜Ｍｎ＜１．８０ｍａｓｓ％：
本発明に係る金型用鋼は、Ｃｒが比較的少ない。そのため、Ｍｎ量が少ないと焼入れ性が不足し、ベイナイトの混入による靱性の低下を招く。従って、Ｍｎ量は、０．７０ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、０．７５ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．８７ｍａｓｓ％超である。
一方、Ｍｎ量が過剰になると、熱伝導率の低下が大きい。また、Ｍｎ量が過剰になると、鋳造時に偏析が著しくなる。従って、Ｍｎ量は、１．８０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、１．７８ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、１．７６ｍａｓｓ％未満である。

【0023】

（４）０．８０≦Ｃｒ＜２．００ｍａｓｓ％：
Ｃｒ量が少ないと、焼入れ性が不足する。また、Ｃｒ量が少ないと、耐食性が極端に悪くなる。従って、Ｃｒ量は、０．８０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、０．８５ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．９０ｍａｓｓ％超である。
一方、Ｃｒ量が過剰になると、熱伝導率の低下が大きくなる。従って、Ｃｒ量は、２．００ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、１．９９ｍａｓｓ％未満である。

【0024】

（５）０．００３≦Ｃｕ＜１．２００ｍａｓｓ％：
Ｃｕ量が少ないと、焼入れ時のγ粒界の移動を抑制する引きずり効果（solute drag effect）が乏しくなり、したがって結晶粒の粗大化（結晶粒度番号が小さくなる）を抑制する効果が得られない。また、Ｃｕ量が少ないと、（ａ）焼入れ性を改善する効果に乏しい、（ｂ）Ｃｒ−Ｃｕ−Ｎｉを含有する鋼としての耐候性も発現し難い、（ｃ）時効硬化によって硬さを増す効果にも乏しい、（ｄ）被削性の改善効果も小さい、等の問題が生じる。さらに、Ｃｕ量を必要以上に低減するのは、原材料の厳選や各方面で研究されている精錬によるＣｕ除去技術を適用すれば不可能ではないが、著しいコスト増を招く。従って、Ｃｕ量は、０．００３ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｕ量は、好ましくは、０．００４ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以上である。

【0025】

一方、Ｃｕ量が過剰になると、（ａ）熱間加工時の割れが顕在化する、（ｂ）熱伝導率が低下する、（ｃ）コスト上昇も顕著となる、（ｄ）被削性の改善効果や時効硬化による高硬度化も飽和に近づく、等の問題が生じる。従って、Ｃｕ量は、１．２００ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｃｕ量は、好ましくは、１．１７０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、１．１５０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、０．７ｍａｓｓ％以下である。Ｃｕ量を０．７ｍａｓｓ％以下とすると、引きずり効果を大きく発現させつつ、焼鈍性や熱伝導率の過度の低下を避けることができる。

【0026】

（６）０．００３≦Ｎｉ＜１．３８０ｍａｓｓ％：
Ｎｉは、Ｃｕと同様に引きずり効果が大きいため、焼入れ時の微細粒維持を目的として添加することができる。一方、Ｃｕは熱間加工性を害することがあるのに対し、Ｎｉは、熱間加工性を害しないだけでなく、Ｃｕ添加による熱間加工性の劣化を回復させる効果もある。

【0027】

しかし、Ｎｉ量が少なくなると、（ａ）引きずり効果が乏しくなる、（ｂ）焼入れ性の改善効果も小さくなる、（ｃ）Ｃｒ−Ｃｕ−Ｎｉを含有する鋼としての耐候性も発現し難くなる、等の問題が生じる。また、Ｎｉ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、強度を高める効果があるが、Ｎｉ量が少ないと、このような効果に乏しくなる。さらに、Ｎｉを必要以上に低減するのは、原材料の厳選で不可能ではないが、著しいコスト増を招く。従って、Ｎｉ量は、０．００３ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、０．００４ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以上である。

【0028】

一方、Ｎｉ量が過剰になると、（ａ）Ｃｕ添加による熱間加工性の劣化を回復させる効果が飽和する、（ｂ）熱伝導率の低下が顕著となる、（ｃ）Ａｌと結合した金属間化合物の析出による靱性の低下が顕著となる、（ｄ）偏析も著しくなって、特性の均質化が難しくなる、等の問題が生じる。従って、Ｎｉ量は、１．３８０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、１．２５０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、１．１５０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、０．７ｍａｓｓ％以下である。Ｎｉ量を０．７ｍａｓｓ％以下とすると、引きずり効果を大きく発現させつつ、焼鈍性や熱伝導率の過度の低下を避けることができる。

【0029】

なお、ある程度以上のＣｕを含有しており、熱間加工性が著しく悪い場合、Ｎｉ量は、Ｃｕ量の０．３〜１．２倍が好ましい。
一方、Ｃｕを含有している場合であっても、加工温度や加工方法などの適正化で割れを軽減できる時には、Ｎｉ量をＣｕ量の０．３〜１．２倍にする必要は必ずしも無い。

【0030】

（７）０．５００＜Ｍｏ＜３．５００ｍａｓｓ％：
Ｍｏは、ＣｕやＮｉと同様に比較的引きずり効果が大きいため、焼入れ時の微細粒維持を目的として添加できる。Ｍｏは、Ｃｕのように熱間加工性を害しない利点もある。Ｍｏ量が少ないと、（ａ）引きずり効果が小さい、（ｂ）２次硬化の寄与が小さく、焼戻し温度が高い場合には３３ＨＲＣを超える硬さを安定して得ることが困難となる、（ｃ）Ｃｒとの複合添加で耐食性を改善する効果も小さい、等の問題が生じる。従って、Ｍｏ量は、０．５００ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、０．５３０ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．５６０ｍａｓｓ％超である。

【0031】

一方、Ｍｏ量が過剰になると、（ａ）破壊靱性が低下する、（ｂ）素材コストの上昇も著しい、等の問題を生じる。従って、Ｍｏ量は、３．５００ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、３．４００ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、３．３００ｍａｓｓ％未満である。

【0032】

（８）０．５５＜Ｖ＜１．２０ｍａｓｓ％：
焼入れ時の微細粒維持には、固溶元素の引きずり効果と分散粒子のピン止め効果を併用する必要がある。分散粒子のＶＣが適量になるように、Ｃ量を考慮して、Ｖ量を適正化するのが好ましい。Ｖ量が少ないと、ＶＣ量が少なくなるため、γ結晶粒の粗大化（結晶粒度番号が小さくなる）を抑制する効果に乏しい。従って、Ｖ量は、０．５５ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、０．５６ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．５７ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．７ｍａｓｓ％超である。Ｖ量が０．７ｍａｓｓ％超である場合、結晶粒が、非常に微細で好ましいとされる粒度番号８以上となる。

【0033】

一方、Ｖを必要以上に添加しても、微細結晶粒を維持する効果が飽和する。また、Ｖ量が過剰になると、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靱性が低下する。さらに、Ｖ量が多くなるほど、コスト増も著しい。従って、Ｖ量は、１．２０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、１．１６ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、１．１３ｍａｓｓ％未満である。
本発明は、規定範囲の他の元素を含むことに加えて、Ｖ量及び（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）量が従来にない範囲となっており、固溶元素の引きずり効果と分散粒子のピン止め効果を積極的に併用している点が特徴である。

【0034】

（９）０．０００２≦Ｎ＜０．１２００ｍａｓｓ％：
Ｎもまた、分散粒子ＶＣの量に影響する。Ｎ量が多くなるほど、ＶＣの固溶温度が高くなる。そのため、ＣとＶの量が同じであっても、焼入れ時の残留ＶＣは多くなる。
Ｎ量が少ないと、焼入れ時のＶＣ粒子が過度に少なくなる。そのため、γ結晶粒の粗大化（結晶粒度番号が小さくなること）を抑制する効果に乏しい。また、Ｎは、Ａｌが存在する場合にＡｌＮ粒子を形成して結晶粒粗大化を補助的に防止する効果があるが、Ｎ量が少ないと、このような効果が小さい。従って、Ｎ量は、０．０００２ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎ量は、好ましくは、０．００１０ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．００３０ｍａｓｓ％超である。

【0035】

一方、Ｎ量が過剰になると、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。さらに、Ｎ量が過剰になると、粗大な窒化物、炭窒化物、あるいは炭化物が増加し、それが亀裂の起点となるため、靱性が低下する。従って、Ｎ量は、０．１２００ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｎ量は、好ましくは、０．１０００ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、０．０８００ｍａｓｓ％未満である。

【0036】

（１０）不可避的不純物：
本発明に係る金型用鋼は、不可避的不純物として、
Ｐ≦０．０５ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．００３ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．１０ｍａｓｓ％、
Ｗ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０１ｍａｓｓ％、
Ｃｏ≦０．１０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｔａ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｚｒ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｂ≦０．０００１ｍａｓｓ％、
Ｃａ≦０．０００５ｍａｓｓ％、
Ｓｅ≦０．０３ｍａｓｓ％、
Ｔｅ≦０．００５ｍａｓｓ％、
Ｂｉ≦０．０１ｍａｓｓ％、
Ｐｂ≦０．０３ｍａｓｓ％、
Ｍｇ≦０．０２ｍａｓｓ％、又は、
ＲＥＭ≦０．１０ｍａｓｓ％、
が含まれていても良い。

【0037】

本発明に係る金型用鋼は、上述した１又は２以上の元素を含んでいても良い。上記元素の含有量が上記の上限値以下である場合、その元素は、不可避的不純物として振る舞う。
一方、上記元素の一部は、上記の上限値を超えて含まれていても良い。この場合、元素の種類及び含有量に応じて、後述するような効果が得られる。

【0038】

［１．２． 成分バランス］
本発明に係る金型用鋼は、上記の元素を含むことに加えて、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏの総量が次の（ａ）式の関係を満たしていることを特徴とする。
０．５５０＜Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＜３．６００ｍａｓｓ％ ・・・（ａ）

【0039】

引きずり効果の指標として、Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏの量は、重要である。これらの元素の総量が少ないと、十分な引きずり効果がえられない。従って、これらの元素の総量は、０．５５０ｍａｓｓ％超である必要がある。総量は、好ましくは、０．６００ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．７００ｍａｓｓ％超である。
一方、これらの元素の総量が過剰になると、熱間加工時の割れの顕在化、熱伝導率の低下、金属間化合物の過度の析出による靱性の低下、破壊靱性の低下などの原因となる。従って、これらの元素の総量は、３．６００ｍａｓｓ％未満である必要がある。総量は、好ましくは、３．５５０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、３．５００ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、２．０００ｍａｓｓ％以下である。Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏの量が２．０ｍａｓｓ％以下になると、高い熱伝導率を維持することができる。これらの元素、特にＣｕとＮｉは熱伝導率を下げる弊害が大きい。従って、結晶粒が微細、かつ高熱伝導率の状態を確保するには、まず、高Ｖとしてピンニング効果をメインに用い、引きずり効果を補助的に利用して微細粒を得る。次に、Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏを過度に高めないことで、高熱伝導率を得る。

【0040】

［１．３． 副構成元素］
本発明に係る金型用鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下のような１又は２以上の元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。

【0041】

（１）０．３０＜Ｗ≦５．００ｍａｓｓ％：
（２）０．１０＜Ｃｏ≦４．００ｍａｓｓ％：
本発明は、ダイカスト金型の汎用鋼であるＳＫＤ６１などと比較して、ＭｎとＣｒの合計量が少ないため、焼入れ性もそれほど高くない。このため、焼入れ速度が遅く、かつ高温で焼戻した場合には、３３ＨＲＣを超える硬さの確保が難しい。そのような場合には、ＷやＣｏを選択的に添加し、強度確保を図れば良い。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。

【0042】

また、これらの元素は、焼入れ時のγ中に固溶して、比較的大きな引きずり効果も発揮する。ＶＣ粒子のピン止め効果と、溶質原子の引きずり効果を併せて、安定して微細なγ結晶粒を得るには、ＷやＣｏの添加が有効である。このような効果を得るためには、Ｗ量及びＣｏ量は、それぞれ、上記の下限値を超える量が好ましい。
一方、これらの元素の量が過剰になると、特性の飽和と著しいコスト増を招く。従って、Ｗ量及びＣｏ量は、それぞれ上記の上限値以下が好ましい。
なお、金型用鋼には、Ｗ又はＣｏのいずれか一方が含まれていても良く、あるいは、双方が含まれていても良い。

【0043】

（３）０．００４＜Ｎｂ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（４）０．００４＜Ｔａ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（５）０．００４＜Ｔｉ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（６）０．００４＜Ｚｒ≦０．１００ｍａｓｓ％：
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、あるいは、焼入れ時間が長くなった場合、本発明に係る金型用鋼の基本成分であっても、結晶粒の粗大化が懸念される。そのような場合に備えて、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、及び／又は、Ｚｒを選択的に添加しても良い。これらの元素を添加すると、これらの元素が微細な析出物を形成する。微細な析出物は、γ結晶粒界の移動を抑制（ピン止め効果）するため、微細なオーステナイト組織を維持することができる。このような効果を得るためには、これらの元素の量は、それぞれ、上記の下限値を超える量が好ましい。

【0044】

一方、これらの元素の量が過剰になると、炭化物、窒化物、又は酸化物が過度に生成し、靱性の低下を招く。従って、これらの元素の量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
なお、金型用鋼には、これらの元素のいずれか一種が含まれていても良く、あるいは、２種以上が含まれていても良い。

【0045】

（７）０．１０＜Ａｌ≦１．５０ｍａｓｓ％：
Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、γ結晶粒の成長を抑制する効果（ピン止め効果）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する金型には、Ａｌを含む鋼材を使うことが有効である。このような効果を得るためには、Ａｌ量は、０．１０ｍａｓｓ％超が好ましい。
一方、Ａｌ量が過剰になると、熱伝導率や靱性の低下を招く。従って、Ａｌ量は、１．５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
なお、Ａｌ量が不純物レベル（０．１０ｍａｓｓ％以下）であっても、Ｎ量によっては上記の効果が発現する場合がある。

【0046】

（８）０．０００１＜Ｂ≦０．００５０ｍａｓｓ％：
Ｂ添加は、焼入れ性の改善策として有効である。しかし、Ｂが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の結合を抑制すれば良い。そのような元素としては、上述したＮｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒなどがある。これらの元素は、不純物レベル（０．００４ｍａｓｓ％以下）で存在していてもＮを固定する効果はあるが、Ｎ量によっては、不純物レベルを超える量を添加する場合もある。Ｂの一部が鋼中の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。

【0047】

Ｂはまた、被削性の改善にも有効である。被削性を改善するには、ＢＮを形成させれば良い。ＢＮは、性質が黒鉛に似ており、切削抵抗を下げると同時に、切屑破砕性を改善する。さらに、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。
このような効果を得るためには、Ｂ量は、０．０００１ｍａｓｓ％超が好ましい。
一方、Ｂ量が過剰になると、かえって焼入れ性が低下する。従って、Ｂ量は、０．００５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。

【0048】

（９）０．００３＜Ｓ≦０．０５０ｍａｓｓ％：
（１０）０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００ｍａｓｓ％：
（１１）０．０３＜Ｓｅ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（１２）０．００５＜Ｔｅ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（１３）０．０１＜Ｂｉ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（１４）０．０３＜Ｐｂ≦０．５０ｍａｓｓ％：
被削性の改善には、Ｓ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、又はＰｂを選択的に添加することも有効である。このような効果を得るためには、これらの元素の量は、それぞれ、上記の下限値を超える量が好ましい。
一方、これらの元素の量が過剰になると、被削性の改善効果が飽和するだけでなく、熱間加工性の劣化、衝撃値や鏡面研磨性の低下を招く。従って、これらの元素の量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
なお、金型用鋼には、これらの元素のいずれか１種が含まれていても良く、あるいは、２種以上が含まれていても良い。

【0049】

［１．４． 特性］
本発明に係る金型用鋼を適切な条件下で熱処理すると、
硬さが３３ＨＲＣ超５７ＨＲＣ以下となり、
焼入れ時の旧オーステナイト結晶粒度番号が５以上となり、かつ、
レーザーフラッシュ法を用いて測定した２５℃における熱伝導率λが２７．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］超となる。

【0050】

［１．４．１． 硬さ］
金型には、摩耗し難さや変形し難さが求められる。そのため、金型には、硬さが必要である。硬さが３３ＨＲＣを超えていれば、様々な用途に適用しても、摩耗や変形の問題は起き難い。硬さは、さらに好ましくは、３５ＨＲＣ以上である。
一方、硬さが高すぎると、金型の仕上げ機械加工が非常に困難となるだけでなく、金型としての使用中に大割れや欠けを生じやすくなる。そのため、硬さは、５７ＨＲＣ以下にする必要がある。硬さは、さらに好ましくは、５６ＨＲＣ以下である。
この点は、金型部品も同様であり、その硬さは、上記の範囲内にあるのが好ましい。

【0051】

［１．４．２． 旧オーステナイト結晶粒度番号］
金型の割れや欠けを防止するには、焼入れ時のオーステナイト結晶粒度番号を大きく（オーステナイト結晶粒を微細に）する方が良い。結晶粒度番号が小さいと亀裂が進展しやすく、割れや欠けが発生しやすくなる。従って、焼入れ時のオーステナイト結晶粒度番号は、５以上が必要である。オーステナイト結晶粒度番号は、より好ましくは、５．５以上である。製造条件を最適化すると、結晶粒度番号は、６以上、あるいは、６．５以上となる。
この点は、金型部品も同様であり、その旧オーステナイト結晶粒度番号は、上記の範囲内にあるのが好ましい。

【0052】

［１．４．３． 熱伝導率］
製品を速く冷却したり、金型の低温度化や熱応力軽減で金型損傷（焼付き、割れ、摩耗）を軽減するには、金型を高熱伝導率化する必要がある。ダイカストなどに用いられる汎用鋼の２５℃における熱伝導率λは、２３．０〜２４．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］である。高熱伝導率とされる鋼でもλは、２７．０[Ｗ／ｍ／Ｋ]以下であり、不十分である。製品を速く冷却したり、金型損傷を軽減するには、熱伝導率λは、２７．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］超である必要がある。熱伝導率λは、さらに好ましくは、２７．５［Ｗ／ｍ／Ｋ］超である。製造条件を最適化すると、熱伝導率は、２８．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］以上、あるいは、２８．５［Ｗ／ｍ／Ｋ］以上となる。
この点は、金型部品も同様であり、その熱伝導率は、上記の範囲内にあるのが好ましい。
なお、本発明において、「熱伝導率」とは、レーザーフラッシュ法を用いて測定した２５℃における値をいう。

【0053】

［２． 成形具］
本発明に係る成形具は、以下の構成を備えている。
（１）前記成形具は、
金型や金型部品の単独あるいは組み合わせで構成され、温度が室温より高い被成形物と直接接触する部位を含む。
（２）前記金型及び前記金型部品の少なくとも１つは、本発明に係る金型用鋼からなる。
（３）前記金型及び前記金型部品の少なくとも１つは、
硬さが３３ＨＲＣ超５７ＨＲＣ以下であり、
焼入れ時の旧オーステナイト結晶粒度番号が５以上であり、
レーザーフラッシュ法を用いて測定した２５℃における熱伝導率λが２７．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］超である。

【0054】

［２．１． 用途］
本発明に係る成形具は、温度が室温より高い被成形物を加工するために用いられる。このような加工としては、例えば、ダイカスト、プラスチックの射出成形、ゴムの加工、各種の鋳造、温間鍛造、熱間鍛造、ホットスタンプなどがある。

【0055】

［２．２． 定義］
本発明において、「成形具」とは、
（ａ）温度が室温より高い被成形物と直接接触する部位がある金型、及び、
（ｂ）温度が室温より高い被成形物と直接接触する部位がある金型部品
の単独あるいは組み合わせで構成され、被成形物を所定の形状に成形する役割を果たすものを指す。
本発明において、「金型」とは、成形具の内、金型部品、及び、被成形物と直接接触する部位がない部品（例えば、金型の締結具）以外のものを指す。例えば、ダイカストの場合、可動側と固定側にそれぞれ金型がある。金型には、キャビティやコアや入れ子と称呼されるものもある。なお、本発明において、入れ子は、後述する金型部品として扱う。
本発明において、「金型部品」とは、単独あるいは前記金型と組み合わせることで、温度が室温より高い被成形物を所定の形状に成形する役割を果たすものを指す。従って、例えば金型を留めるボルトやナットなどは、本発明にいう「金型部品」には含まれない。本発明は、高熱伝導率を特徴とし、ダイカストやホットスタンプや射出成形の製品を速く冷却することが目的の１つである。従って、溶融金属や加熱された鋼板や溶融樹脂と接触する部位のある金型部品が本発明の適用対象となる。
例えば、ダイカストの成形具の場合、金型部品としては、プランジャーチップ、スプールブッシュ、スプールコア（分流子）、射抜きピン、チルベント、入れ子などがある。これらの金型部品を、広い概念では金型と称呼することがある。

【0056】

被成形物は、融体又は半融体である場合と、固体である場合とがある。また、被成形物の温度は、成形具の用途により異なる。
例えば、ダイカストの場合、被成形物（溶融金属）の温度は、溶解炉中で、通常、５８０〜７５０℃である。プラスチックの射出成形の場合、被加工物（溶融プラスチック）の温度は、混練機中で、通常、７０〜４００℃である。ゴムの加工の場合、被成形物（未加硫ゴム）の温度は、通常、５０〜２５０℃である。温間鍛造の場合、被成形物（鋼材）の加熱温度は、通常、１５０〜８００℃である。熱間鍛造の場合、被成形物（鋼材）の加熱温度は、通常、８００〜１３５０℃である。ホットスタンプの場合、被成形物（鋼板）の加熱温度は、通常、８００〜１０５０℃である。

【0057】

［２．３． 金型用鋼］
本発明に係る成形具は、金型及び金型部品の全部又は一部が本発明に係る金型用鋼からなる。金型用鋼の組成、及び、適切な熱処理後に得られる特性（硬さ、旧オーステナイト結晶粒度番号、熱伝導率）の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。

【0058】

［３． 作用］
［３．１． 要求される特性］
以下では、ダイカスト金型又はその部品を例に説明する。ダイカスト金型は、焼入れ焼戻し状態で使用される。焼入れの加熱条件は、焼入れ温度：１０３０℃、焼入れ温度での保持時間：１〜３Ｈｒ、である場合が多い。
焼入れ加熱時、ダイカスト用鋼は、オーステナイト単相となる場合もあるが、オーステナイトと残留炭化物の混合組織となるのが一般的である。その後、冷却によってオーステナイトはマルテンサイトを主体とする組織に変態し、焼戻しとの組み合わせによって、硬さと靱性が付与される。金型には、耐エロージョン性を確保するための硬さと、耐割れ性を確保するための靱性が必要だからである。

【0059】

ここで、靱性を考えると、焼入れ時のオーステナイト結晶粒度番号は大きい（オーステナイト結晶粒径が小さい）方が望ましい。この理由は、結晶粒が微細な方が亀裂が伝搬し難いため、金型の割れを抑制する効果が大きいためである。
焼入れ時のオーステナイト結晶粒度番号は、加熱温度と保持時間で決まる。オーステナイト結晶粒度番号が大きく（結晶粒が微細に）なるのは、加熱温度が低く、保持時間が短い場合である。このため、焼入れにおいては、加熱温度が過度に高くならないように、かつ、保持時間が過度に長くならないように、注意を払う。

【0060】

結晶粒の粗大化を防止するため、オーステナイト中に残留炭化物を分散させる手法が採られることもある。この場合には、Ｃ量と炭化物形成元素量を適正化させた成分系の鋼とする。残留炭化物には、オーステナイト結晶粒界の移動をピン止めで抑制する効果（pinning effect）があり、この結果、オーステナイト結晶粒の粗大化が防止される（大きな結晶粒度番号が維持される）。

【0061】

ここで、焼入れでは、大きい金型と小さい金型を一緒に加熱する「混載」が一般的である。混載する理由は、金型を１個ずつ処理していたのでは、生産性が上がらず高コストになるためである。図１に、混載の加熱時における炉温と金型温度の推移の模式図を示す。
上述した通り、焼入れ温度での加熱時間は、１〜３Ｈｒ程度必要である。混載時には、大きい金型がこの条件になるような炉温の保持時間を与える。そうすると、温度上昇が速い小さい金型は、最長で５Ｈｒ近くの保持を受けることになり、結晶粒が粗大化してしまう（結晶粒度番号が小さくなる）。

【0062】

近年、ダイカストのサイクルタイム短縮や金型損傷軽減のため、冷却効率に優れた高熱伝導率鋼をダイカスト金型に使う場合が増えてきた。ダイカスト金型の汎用鋼であるＳＫＤ６１の２５℃における熱伝導率λは、２３．０〜２４．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］であるのに対し、高熱伝導率とされる鋼の熱伝導率λは、２４．０〜２７．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］である。このような鋼は、熱伝導率を高くするため、一般的な熱間ダイス鋼のＣｒ量（約５％）よりも大幅に低Ｃｒ化されている。

【0063】

ところが、このような鋼は、焼入れ時に残留する炭化物が少ないか、あるいは、ほぼ無い。そこで、焼入れ時の結晶粒粗大化を防止するためには、焼入れ温度を１０２０℃未満に低くする必要がある。そうすると、その鋼の金型だけが他と焼入れ温度が違うため、個別に焼入れをしなければならない。つまり、大きな炉にその鋼の金型１個だけを装入して熱処理することになるため、熱処理の機会を作ることが困難となり、非常に生産性が低くなって高コスト化する。

【0064】

また、Ｃｒをほとんど含有しない（Ｃｒ≦０．５％）ことで、熱伝導率λが４２．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］を超える鋼もある。しかし、そのような鋼は、高温強度と耐食性が低いため、ダイカスト金型に使うことは推奨されない。

【0065】

以上をまとめると、低Ｃｒ量（０．５％＜Ｃｒ≪５％）であり、１０３０℃で５Ｈｒ保持してもオーステナイト結晶粒度番号が５以上であり、その状態から焼入れ焼戻しをした場合の２５℃における熱伝導率が２７．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］を超え、実用に耐える高温強度と耐食性を持つ鋼が存在すれば、以下３点の同時実現が可能となる。
（１）焼入れ性の生産性向上（大きな金型の１０３０℃での焼入れに混載が可能）。
（２）ダイカストのサイクルタイムの短縮や金型の焼付きの軽減（高熱伝導率）。
（３）ダイカスト金型の割れ防止（焼入れ時の微細なオーステナイト）。
しかし、現状では、このような鋼は、存在しない。焼入れ時に粗粒化しにくい高熱伝導率鋼を求める産業界のニーズは非常に強い。

【0066】

［３．２． 成分の最適化］
上記を実現する鋼が本発明である。焼戻し硬さを確保するためにＣｒ、Ｍｏ及びＶの量を適正化した。また、高熱伝導率を維持するために、Ｓｉ、Ｃｒ及びＭｎの量を適正化した。また、焼入れ性を確保するために、Ｃｒ及びＭｎの量を適正化した。

【0067】

また、焼入れ時のオーステナイト結晶粒を微細とする（結晶粒度番号を大きくする）ため、結晶粒の粒界移動をピン止め効果（pinning effect）で抑制するＶＣ粒子に関するＣ、Ｖ及びＮの量を適正化した。特に、Ｖ量が重要である。
さらに、焼入れ時のオーステナイト結晶粒を微細とするために、結晶粒界の移動を引きずり効果（solute drag effect）で抑制する固溶元素であるＣｕ、Ｎｉ及びＭｏの量を適正化した。特に、（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）量が重要である。
本発明の大きな特徴は、ピン止め効果と引きずり効果を積極的に併用したことであり、Ｖ量と（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）量が従来にないバランスとなっている。

【0068】

なお、Ｃｕを多く添加する場合には、熱間加工時の割れが顕在化しやすい。それを防止するために、Ｎｉ添加が効果を発揮する。但し、Ｎｉ添加は、金型となった場合の熱伝導率を大きく低下させない量に制限する。

【0069】

本発明に係る金型用鋼は、１０３０℃で５Ｈｒ保持する焼入れでもオーステナイト結晶粒度番号が５以上となる。そのため、焼入れ焼戻し後の靱性が高く、金型の割れを防止することができる。
また、本発明に係る金型用鋼は、焼入れ焼戻し後に２７．０［Ｗ／ｍ／Ｋ］を超える熱伝導率を有するため、ダイカストのサイクルタイム短縮や焼付きの軽減を実現できる。
さらに、焼入れ焼戻し後に最大で５７ＨＲＣの硬さが得られるため、ダイカストの射出による摩耗にも強い。高硬度は、ホットスタンプの金型に適用した場合にも高い耐摩耗性が得られるため、好ましい。

【0070】

本発明に係る金型用鋼は、Ｃｒを含有するため、実用に耐える耐食性も有している。そのため、Ｃｒをほとんど含有しない（Ｃｒ≦０．５％）鋼と比べ、素材の保管中や金型としての使用中に錆が発生し難い。

【0071】

［３．３． 引きずり効果とピン止め効果の併用］
Ｃｕを意図的に添加した鋼材は既に存在するが、そのＣｕ添加の目的は高硬度化や被削性改善である。本発明では、Ｃｕの強力な引きずり効果に着目した点が従来のＣｕ添加鋼と決定的に異なる。
図２（ａ）に、１０３０℃×５Ｈｒで加熱した後、焼入れしたＣｕ無添加鋼（鋼Ａ）の組織写真を示す。図２（ｂ）に、１０３０℃×５Ｈｒで加熱した後、焼入れしたＣｕ添加鋼（鋼Ｂ）の組織写真を示す。なお、鋼Ａの組成は、０．０４Ｃ−０．０５Ｓｉ−１．５８Ｍｎ−１．９３Ｃｒ−１．１０Ｍｏ−０．８１Ｖ−０．０２０Ｎである。鋼Ｂは、鋼Ａに１．１２０ｍａｓｓ％のＣｕを添加したものである。

【0072】

図２は、焼入れ後に旧γ粒界を現出した組織の比較である。焼入れ温度：１０３０℃において、鋼Ａと鋼ＢにはＶＣ粒子が分散しており、ＶＣ粒子の量は、鋼Ａと鋼Ｂでほぼ同じである。そのため、ＶＣ粒子による結晶粒界のピン止め効果（pinning effect）により、γ粒の成長が抑制される。但し、図１で模式的に示したように、１０３０℃での保持が５Ｈｒにも及ぶと、ＶＣ粒子の固溶による減少によってピン止め効果が弱くなり、極めて大きな粒界移動の駆動力を止めることができなくなる。この結果、鋼Ａのγ粒径が１００〜２００μｍ（結晶粒度番号で２〜４）となっていたことが図２から分かる。

【0073】

一方、鋼Ｂのγ結晶粒径は、約１５μｍ（結晶粒度番号で９程度）となっている。１０３０℃において、１．１２０％のＣｕは、すべてγ中に固溶している。この固溶したＣｕがγ粒界の移動を「溶質原子による引きずり効果（solute drag effect）」で抑制し、ＶＣ粒子によるγ粒界のピン止めと併せて、非常に微細なγ組織を維持したと判断できる。
このように、固溶したＣｕには強力な引きずり効果があり、分散粒子によるピン止め効果と併せることで、安定して微細粒組織が得られる。これが本発明の最大の特徴である。

【実施例】

【0074】

（参考例１、実施例２〜６、参考例７〜８、実施例９〜１２、参考例１３、実施例１４、参考例１５、実施例１６、参考例１７、実施例１８〜１９、参考例２０、実施例２１〜２５、比較例１〜５）
［１． 試料の作製］
表１に示す成分の溶鋼を５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ後、１２４０℃で均質化処理を施した。そして、熱間鍛造によって６０ｍｍ×４５ｍｍの矩形断面の棒状に仕上げた。
引き続き、１０２０℃に加熱して急冷する焼ならしと、６３０℃に加熱する焼戻しを施した。さらに、棒鋼を８２０〜９００℃に加熱した後、６００℃までを１５℃／Ｈｒで制御冷却し、１００℃以下まで放冷し、引き続き６３０℃に加熱する焼鈍を行った。この棒鋼から試験片を切り出し、各種の調査に用いた。

【0075】

なお、比較例１は、ダイカスト金型の汎用鋼ＪＩＳ ＳＫＤ６１である。比較例２は、同じく熱間ダイス鋼であるが、市販のブランド鋼である。比較例３及び４は、それぞれ、ＪＩＳ ＳＮＣＭ４３９、及び、ＪＩＳ ＳＣＭ４３５である。比較例５は、高熱伝導率鋼として市販されているブランド鋼である。

【0076】

【表1】

【0077】

［２． 試験方法］
［２．１． 結晶粒度］
焼鈍後の棒鋼から切り出した１５ｍｍ×１５ｍｍ×２５ｍｍの小さいブロックを試験片とした。このブロックを１０３０℃に加熱して５Ｈｒ保持した後、５０℃／ｍｉｎの速度で冷却してマルテンサイト変態させた。その後、腐食液で変態前の旧オーステナイト結晶粒界を現出し、結晶粒度番号を評価した。

【0078】

［２．２． 硬さ］
結晶粒度番号を評価した後の小さいブロックを、５８０〜６３０℃の一般的な焼戻し温度で加熱保持し、ダイカスト金型の代表的な硬さである４７ＨＲＣへの調質を試みた。焼戻し後、ロックウェル硬さを測定した。
［２．３． 熱伝導率］
焼戻した小さいブロックから直径１０ｍｍ×厚さ２ｍｍの小さい円盤状試験片を作製した。この試験片の２５℃における熱伝導率λ［Ｗ／ｍ／Ｋ］をレーザーフラッシュ法で測定した。

【0079】

［３． 結果］
［３．１． 結晶粒度番号］
表２に、結晶粒度番号を示す。図３に、（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）量と焼入れ時のγ結晶粒度番号との関係を示す。図４に、Ｖ量と焼入れ時のγ結晶粒度番号との関係を示す。
比較例１と比較例２の結晶粒度番号は、１０程度と大きく、焼入れ時のオーステナイトは非常に微細である。比較例３は、Ｖ量と（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）量が共に少ないため、結晶粒度番号は、約２程度と粗大粒である。
比較例４と比較例５は、焼入れ性が悪いため、フェライトが析出した。フェライトの量は、比較例５の方が多い。フェライトがオーステナイト結晶粒界に析出すると、旧オーステナイト粒界は拡散してしまい、判別が難しくなる。このため、フェライトが析出した比較例４と比較例５の変態前のオーステナイト結晶粒度番号は、参考値である。但し、明らかに結晶粒度番号は５より小さく、２程度と判断された。

【0080】

これに対し、参考例１、実施例２〜６、参考例７〜８、実施例９〜１２、参考例１３、実施例１４、参考例１５、実施例１６、参考例１７、実施例１８〜１９、参考例２０、実施例２１〜２５の結晶粒度番号は、安定して５を超えている。図３及び図４に示すように、（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）量とＶ量が多いほど、結晶粒度番号が大きくなる傾向があり、引きずり効果（図３）とピン止め効果（図４）の重畳であることが分かる。

【0081】

【表2】

【0082】

［３．２． 硬さ］
表３に、焼戻し後の硬さを示す。比較例４は、焼入れ時にフェライトが析出した上、軟化抵抗が低いため、２７ＨＲＣ程度となり、金型に必要な硬さ：３３ＨＲＣ超を確保できなかった。比較例５も、焼入れ時に多量のフェライトが析出したため、ＨＲＣでは測定できない低硬度（＜２０ＨＲＣ）となった。比較例４と比較例５をダイカストの金型部品に使うことは、焼入れ性や軟化抵抗の観点から、事実上は不可能に近いことが分かる。
比較例１と比較例２は、ダイカスト金型に使われるだけあって、４７ＨＲＣへ問題なく調質できた。また、参考例１、実施例２〜６、参考例７〜８、実施例９〜１２、参考例１３、実施例１４、参考例１５、実施例１６、参考例１７、実施例１８〜１９、参考例２０、実施例２１〜２５もすべて４７ＨＲＣに調質でき、焼入れ性や軟化抵抗の観点から、ダイカスト金型への適用が可能であることを確認した。

【0083】

【表3】

【0084】

［３．３． 熱伝導率］
表４に、表３に示した材料の熱伝導率を示す。比較例１は、ＳｉとＣｒが多いため、熱伝導率が最も低い。比較例２は、極低Ｓｉのため、比較例１よりは高熱伝導率であるが、Ｃｒが多いためにλ≦２７．０に留まっている。比較例３〜５は、低Ｓｉで、かつ、低Ｃｒであるため、λ＞２７．０の高熱伝導率である。

【0085】

【表4】

【0086】

［３．４． 評価の総括］
表５に、以上の調査結果の総括を示す。１０３０℃×５Ｈｒで加熱した場合のオーステナイト結晶粒度番号と、焼入れ焼戻し状態の硬さと、熱伝導率とをまとめた。比較例４と比較例５は、金型に必要な焼戻し硬さ：３３ＨＲＣ超を得られなかった。それ以外の鋼は、比較例３を除き、４７ＨＲＣに調質できた。表５中、「○」は目標達成で、良好であることを意味し、「×」は目標未達で、劣ることを意味する。

【0087】

比較例１〜５には、いずれかの項目に「×」がある。比較例１と比較例２は、熱伝導率が低い。比較例３〜５は、結晶粒度番号が小さい（結晶粒が大きい）。低熱伝導率の比較例１、２は、ダイカスト金型となった際に金型の損傷軽減や製品の迅速冷却が難しい。
比較例３〜５は、ダイカスト金型となった際に大割れが懸念される。また、比較例４、５は、焼入れ性が低いため、ダイカスト金型に適用すること自体が難しい。

【0088】

これに対し、参考例１、実施例２〜６、参考例７〜８、実施例９〜１２、参考例１３、実施例１４、参考例１５、実施例１６、参考例１７、実施例１８〜１９、参考例２０、実施例２１〜２５は、焼入れ時のオーステナイト結晶粒が粒度番号５以上と微細で、４７ＨＲＣの調質状態で２７［Ｗ／ｍ／Ｋ］を超える高熱伝導率である。実際に参考例１、実施例２〜６、参考例７〜８、実施例９〜１２、参考例１３、実施例１４、参考例１５、実施例１６、参考例１７、実施例１８〜１９、参考例２０、実施例２１〜２５をダイカスト金型に適用した場合には、下記３点を同時実現できることが期待される。
（１）焼入れ性の生産性向上（大きな金型の１０３０℃での焼入れに混載が可能）。
（２）ダイカストのサイクルタイムの短縮や金型の焼付きの軽減（高熱伝導率）。
（３）ダイカスト金型の割れ防止（焼入れ時の微細なオーステナイト）。

【0089】

【表5】

【0090】

以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。

【産業上の利用可能性】

【0091】

本発明に係る金型用鋼は、焼入れ時のオーステナイト結晶粒が粗大化し難く、焼戻し後には高硬度と高熱伝導率が得られるため、ダイカスト金型又はその部品に好適である。本発明に係る金型用鋼をダイカストの金型又はその部品に適用すると、金型又はその部品の割れや焼付きなどの抑制、ダイカストのサイクルタイムの短縮が実現する。

【0092】

また、プラスチックを射出成形する金型又はその部品に適用しても、ダイカストの場合と同様の効果が得られる。
温間鍛造、亜熱間鍛造、又は熱間鍛造の金型に適用すると、金型表面の過熱を高熱伝導率によって抑制でき、かつ高温強度や靱性も十分なため、摩耗や割れを軽減できる。
高強度鋼板の成形方法であるホットスタンプ（ホットプレスやプレスクエンチとも言われる）に適用しても、高熱伝導率によるハイサイクル化、金型の摩耗や割れの抑制、の効果が得られる。

【0093】

さらに、本発明に係る金型用鋼を表面改質（ショットブラスト、サンドブラスト、窒化、ＰＶＤ、ＣＶＤ、メッキ、窒化など）と組み合わせることも有効である。
本発明に係る金型用鋼を棒状や線状にし、金型又はその部品の溶接補修材として使用することもできる。あるいは、板や粉末の積層造形によって製造される金型又はその部品に適用することもできる。この場合、金型又はその部品の全体を積層造形する必要はなく、金型又はその部品の一部を積層造形により形作っても良い。また、積層造形した部位に複雑な内部冷却回路を設ければ、本発明に係る金型用鋼の高熱伝導率の効果が更に大きく発揮される。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】