(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2022180208
(43)【公開日】2022-12-06
(54)【発明の名称】鋼材及びこれを用いた鋼製品
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20221129BHJP
C22C 38/46 20060101ALI20221129BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20221129BHJP
C21D 9/00 20060101ALI20221129BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302E
C22C38/46
C22C38/60
C22C38/00 301H
C21D9/00 M
【審査請求】未請求
【請求項の数】9
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2021087176
(22)【出願日】2021-05-24
(71)【出願人】
【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】100076473
【弁理士】
【氏名又は名称】飯田 昭夫
(74)【代理人】
【識別番号】100112900
【弁理士】
【氏名又は名称】江間 路子
(74)【代理人】
【識別番号】100198247
【弁理士】
【氏名又は名称】並河 伊佐夫
(72)【発明者】
【氏名】河野 正道
【テーマコード（参考）】
4K042
【Ｆターム（参考）】
4K042AA25
4K042BA03
4K042BA09
4K042DA01
4K042DA02
4K042DC02
4K042DC03
(57)【要約】
【課題】球状化焼鈍性、被削性、焼入性、耐ヒートチェック性および軟化抵抗性に優れた鋼材を提供する。
【解決手段】鋼材は、質量％で、０．３１０≦Ｃ≦０．４１０、０．００１≦Ｓｉ≦０．３５、０．４５≦Ｖ≦０．７０、Ｃｒ≦６．００、６．２５≦Ｍｎ＋Ｃｒ、Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５５、Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４、０．００２≦Ｐ≦０．０３０、０．０００３≦Ｓ≦０．００６０、Ｐ＋５Ｓ≦０．０４０、２．０３＜Ｍｏ＜２．４０、０．００１≦Ａｌ≦０．０５０、０．００３≦Ｎ≦０．０５０、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物の組成を有する。
【選択図】 なし
【解決手段】鋼材は、質量％で、０．３１０≦Ｃ≦０．４１０、０．００１≦Ｓｉ≦０．３５、０．４５≦Ｖ≦０．７０、Ｃｒ≦６．００、６．２５≦Ｍｎ＋Ｃｒ、Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５５、Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４、０．００２≦Ｐ≦０．０３０、０．０００３≦Ｓ≦０．００６０、Ｐ＋５Ｓ≦０．０４０、２．０３＜Ｍｏ＜２．４０、０．００１≦Ａｌ≦０．０５０、０．００３≦Ｎ≦０．０５０、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物の組成を有する。
【選択図】 なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、
０．３１０≦Ｃ≦０．４１０
０．００１≦Ｓｉ≦０．３５
０．４５≦Ｖ≦０．７０
Ｃｒ≦６．００
６．２５≦Ｍｎ＋Ｃｒ
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５５
Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４
０．００２≦Ｐ≦０．０３０
０．０００３≦Ｓ≦０．００６０
Ｐ＋５Ｓ≦０．０４０
２．０３＜Ｍｏ＜２．４０
０．００１≦Ａｌ≦０．０５０
０．００３≦Ｎ≦０．０５０
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鋼材。
０．３１０≦Ｃ≦０．４１０
０．００１≦Ｓｉ≦０．３５
０．４５≦Ｖ≦０．７０
Ｃｒ≦６．００
６．２５≦Ｍｎ＋Ｃｒ
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５５
Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４
０．００２≦Ｐ≦０．０３０
０．０００３≦Ｓ≦０．００６０
Ｐ＋５Ｓ≦０．０４０
２．０３＜Ｍｏ＜２．４０
０．００１≦Ａｌ≦０．０５０
０．００３≦Ｎ≦０．０５０
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鋼材。
【請求項2】
請求項１において、前記Ｃｒ及びＭｎを質量％で、
５．５８≦Ｃｒ≦６．００
０．６０≦Ｍｎ≦０．８６
含有することを特徴とする鋼材。
５．５８≦Ｃｒ≦６．００
０．６０≦Ｍｎ≦０．８６
含有することを特徴とする鋼材。
【請求項3】
請求項１，２の何れかにおいて、質量％で、
０．３０＜Ｗ≦２．００
０．３０＜Ｃｏ≦１．００
の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする鋼材。
０．３０＜Ｗ≦２．００
０．３０＜Ｃｏ≦１．００
の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする鋼材。
【請求項4】
請求項１～３の何れかにおいて、質量％で、
０．０００２＜Ｂ≦０．００８０
を更に含有することを特徴とする鋼材。
０．０００２＜Ｂ≦０．００８０
を更に含有することを特徴とする鋼材。
【請求項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鋼材。
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鋼材。
【請求項6】
請求項１～５の何れかにおいて、質量％で、
０．０００５＜Ｃａ≦０．０５００
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鋼材。
０．０００５＜Ｃａ≦０．０５００
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鋼材。
【請求項7】
請求項１～６の何れかに記載の鋼材であって、該鋼材から作製した１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの角棒を真空炉による下記条件１の熱処理によって４５．５～４６．５ＨＲＣに調質し、この角棒から衝撃試験片を作製し、衝撃試験を１５～３５℃において実施した時の衝撃値が２０［Ｊ／ｃｍ2］以上であることを特徴とする鋼材。
条件１の熱処理：１２５０℃で０．５Ｈ（Ｈはｈｏｕｒを意味する）保持し、その後の冷却において、１０００℃までを２℃／ｍｉｎ（ｍｉｎはｍｉｎｕｔｅを意味する）から１０℃／ｍｉｎで冷却し、１０００℃から６００℃までを２℃／ｍｉｎで冷却し、６００℃から１５０℃までを２℃／ｍｉｎから１０℃／ｍｉｎで冷却する。続いて、Ａｃ３点＋２５℃に加熱し、Ａｃ３点＋２５℃で１Ｈ保持後の冷却において６２０℃までを１５℃／Ｈで冷却し、６２０℃から１５０℃までを３０℃／Ｈから６０℃／Ｈで冷却する。続いて、１０３０℃で１Ｈの保持後の冷却において６００℃までを６０℃／ｍｉｎから１００℃／ｍｉｎで冷却し、６００℃から４５０℃までを４５℃／ｍｉｎから１００℃／ｍｉｎで冷却し、４５０℃から２５０℃までを３０℃／ｍｉｎから１００℃／ｍｉｎで冷却し、２５０℃から１５０℃までを５℃／ｍｉｎから３０℃／ｍｉｎで冷却する。続いて、５８０℃から６３０℃の温度域への加熱と１００℃以下への冷却のサイクルを１回以上与える。
条件１の熱処理：１２５０℃で０．５Ｈ（Ｈはｈｏｕｒを意味する）保持し、その後の冷却において、１０００℃までを２℃／ｍｉｎ（ｍｉｎはｍｉｎｕｔｅを意味する）から１０℃／ｍｉｎで冷却し、１０００℃から６００℃までを２℃／ｍｉｎで冷却し、６００℃から１５０℃までを２℃／ｍｉｎから１０℃／ｍｉｎで冷却する。続いて、Ａｃ３点＋２５℃に加熱し、Ａｃ３点＋２５℃で１Ｈ保持後の冷却において６２０℃までを１５℃／Ｈで冷却し、６２０℃から１５０℃までを３０℃／Ｈから６０℃／Ｈで冷却する。続いて、１０３０℃で１Ｈの保持後の冷却において６００℃までを６０℃／ｍｉｎから１００℃／ｍｉｎで冷却し、６００℃から４５０℃までを４５℃／ｍｉｎから１００℃／ｍｉｎで冷却し、４５０℃から２５０℃までを３０℃／ｍｉｎから１００℃／ｍｉｎで冷却し、２５０℃から１５０℃までを５℃／ｍｉｎから３０℃／ｍｉｎで冷却する。続いて、５８０℃から６３０℃の温度域への加熱と１００℃以下への冷却のサイクルを１回以上与える。
【請求項8】
請求項１～６の何れかに記載の鋼であって、最大長さが０．３μｍを超える炭化物について観察したとき５０μｍ以下の間隔で断続的に連なる炭化物の最大長さが０．３μｍを超え且つ０．６μｍ未満であるか、若しくは、最大長さ０．６μｍ以上の炭化物が５０μｍ以下の間隔で断続的に連なった領域が３００μｍ未満であることを特徴とする鋼材。
【請求項9】
請求項７，８の何れかに記載の鋼材から成ることを特徴とする鋼製品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
この発明は、鋼材及びこれを用いた鋼製品に関し、更に詳しくは、ダイカストなどの各種の鋳造、素材を加熱して加工する鍛造、ホットスタンプ（鋼板を加熱し成形し焼きを入れる工法）、押出し加工，樹脂（プラスチックやビニール）の射出成形やブロー成形、ゴムや繊維強化プラスチックの成形や加工などの素材として用いられる鋼材及びこれを用いた鋼製品に関する。
【背景技術】
【0002】
ダイカスト金型等の素材として用いられる鋼材の製造工程は、主な工程だけで示せば「溶解－精錬－鋳造－均質化熱処理－熱間加工－（焼ならし－焼戻し）－球状化焼鈍」である。焼ならしと焼戻しは、両方あるいは片方が省略されることもある。
そしてこの鋼材からの金型の製造工程としては、「荒加工（大まかな金型形状への機械加工）－焼入れ－焼戻し－仕上げの機械加工－表面改質」の順に行われるＨＴ工程を例示することができる。
そしてこの鋼材からの金型の製造工程としては、「荒加工（大まかな金型形状への機械加工）－焼入れ－焼戻し－仕上げの機械加工－表面改質」の順に行われるＨＴ工程を例示することができる。
【0003】
上記の工程の中で鋼材及び金型に求められる重要な５特性は「(1)球状化焼鈍性（ＳＡ性）、(2)被削性、(3)焼入れ性（焼入れ速度が小さい場合の衝撃値）、(4)耐ヒートチェック性、(5)軟化抵抗性」である。(1)ＳＡ性は鋼材の製造で問題となる。(2)被削性と(3)焼入れ性は鋼材から金型を製造する際に問題となる。また(3)焼入れ性～(5)軟化抵抗性は、金型の使用において問題となる。以下では、この５特性が必要な理由を説明する。
【0004】
＜(1)ＳＡ性について＞
ＳＡ（球状化焼鈍）とは、鋼材を炉内でＡｃ３点に対するマイナス１０℃～プラス５０℃の温度域に加熱して得た「オーステナイト相の中に炭化物が分散し、フェライト相が非常に少ないまたは皆無である組織」に対して、例えば徐冷法を適用することを指す。
徐冷法は、５～６０℃／Ｈで制御冷却（冷却速度は成分や粒径による）し、母相をフェライトに変態させてゆくと共に炭化物を成長させ、オーステナイトがなくなったら（成分や冷速によるが５５０～８００℃まで冷却したら）制御冷却を終了し、鋼材を炉から出す。
上記の加熱温度は、鋼材の成分によるが８３０～９５０℃であることが多く、ＳＡ後の鋼材はビッカース硬さで２６０Ｈｖ以下になる。
ＳＡ（球状化焼鈍）とは、鋼材を炉内でＡｃ３点に対するマイナス１０℃～プラス５０℃の温度域に加熱して得た「オーステナイト相の中に炭化物が分散し、フェライト相が非常に少ないまたは皆無である組織」に対して、例えば徐冷法を適用することを指す。
徐冷法は、５～６０℃／Ｈで制御冷却（冷却速度は成分や粒径による）し、母相をフェライトに変態させてゆくと共に炭化物を成長させ、オーステナイトがなくなったら（成分や冷速によるが５５０～８００℃まで冷却したら）制御冷却を終了し、鋼材を炉から出す。
上記の加熱温度は、鋼材の成分によるが８３０～９５０℃であることが多く、ＳＡ後の鋼材はビッカース硬さで２６０Ｈｖ以下になる。
【0005】
炉から出した時点で鋼材に未変態のオーステナイトが残留していると、そのオーステナイトが炉出し後の冷却でベイナイトやマルテンサイトに変態する。このような鋼材では、「ベイナイトやマルテンサイトの硬い（３００Ｈｖ以上）部分」と、「フェライトの母相中に炭化物が分散した部位、つまりＳＡ組織となった軟質（およそ２６０Ｈｖ以下）な部分」が混在する。このようなＳＡ不良の様子を図１に示す。
【0006】
図１はＳＡ不良の鋼材を鏡面研磨して薬液で腐食した状態であり、灰色の領域と白い領域が混在していることが分かる（色調やコントラストは、薬液・腐食時間・画像がカラーかモノクロか、などで異なる）。それぞれの領域にビッカースの圧子を打痕して硬さを測定した。図中、矢印で示した「◆」が圧痕である。灰色の領域は圧痕が大きく１９８Ｈｖであった。これは正常なＳＡ組織の硬さであり、灰色の領域はＳＡによって確実に軟化した「フェライトの母相中に炭化物が分散した部位」であることが分かる。一方、白い領域は圧痕が小さく４６２Ｈｖと非常に硬い。これは、徐冷法の制御冷却が終了した鋼材を炉から出した時点で残っていた未変態のオーステナイトが、その後の冷却でベイナイトやマルテンサイトに変態した領域である。
【0007】
ＳＡ不良部を含む鋼材を鋸で切断すると、図２のように、切断面に面粗さや光沢が周囲と違う部位が現れる。この「粒」に見える部位が３００Ｈｖ以上の硬い（マルテンサイトやベイナイト）領域である。
【0008】
図２のようなＳＡ不良の鋼材から、先述のＨＴ工程で金型を製造すると、例えば、硬い部分が機械加工（切削）の工具を激しく損耗させ、工具寿命が短くなるといった不具合が発生する。
このため鋼材には「ＳＡ性の良い」ことが求められる。ただし、ＳＡ性の良い鋼材は焼入れ性が悪い。一般に、ＳＡ性の良い鋼材は高Ｃ－低Ｍｎである場合が多く、このような鋼材は焼入れの冷却中に炭化物が析出しやすくフェライト変態も進行しやすいため、ベイナイトやマルテンサイト組織を得にくい。
このため鋼材には「ＳＡ性の良い」ことが求められる。ただし、ＳＡ性の良い鋼材は焼入れ性が悪い。一般に、ＳＡ性の良い鋼材は高Ｃ－低Ｍｎである場合が多く、このような鋼材は焼入れの冷却中に炭化物が析出しやすくフェライト変態も進行しやすいため、ベイナイトやマルテンサイト組織を得にくい。
【0009】
＜(2)被削性について＞
金型の製造工程では機械加工が必ず入る。機械加工において削れられる鋼材には、高速で加工しても加工工具をあまり損耗させないことが求められる。工具の損耗が激しいと、工具の交換頻度が高くなることでコストが増加するうえ、加工速度を下げなければならないため加工効率が低下する。機械加工は安く早く完遂させたい。したがって鋼材には、低コストで効率的に加工できること、つまり「被削性の良さ」が求められる。ただし、被削性の良い鋼材は耐ヒートチェック性が悪い。一般に、被削性の良い鋼材は高Ｓｉ－高Ｐ－高Ｓであり、このような鋼は熱伝導率が低く、脆く、異物となるＳ化合物が多いため、亀裂の発生や進展が早い素地に高い熱応力が作用することになるためである。
金型の製造工程では機械加工が必ず入る。機械加工において削れられる鋼材には、高速で加工しても加工工具をあまり損耗させないことが求められる。工具の損耗が激しいと、工具の交換頻度が高くなることでコストが増加するうえ、加工速度を下げなければならないため加工効率が低下する。機械加工は安く早く完遂させたい。したがって鋼材には、低コストで効率的に加工できること、つまり「被削性の良さ」が求められる。ただし、被削性の良い鋼材は耐ヒートチェック性が悪い。一般に、被削性の良い鋼材は高Ｓｉ－高Ｐ－高Ｓであり、このような鋼は熱伝導率が低く、脆く、異物となるＳ化合物が多いため、亀裂の発生や進展が早い素地に高い熱応力が作用することになるためである。
【0010】
＜(3)焼入れ性（焼入れ速度が小さい場合の衝撃値）について＞
金型は、焼入れ焼戻しで所定の硬さに調質されてダイカストに用いられる。金型には、硬さだけでなく高い衝撃値も必要である。この理由は、衝撃値の高い金型は大割れしにくいためである。衝撃値は焼入れ速度が大きいほど高くなるため、焼入れでは急冷が指向される。焼入れ速度が大きいと衝撃値が高い理由は、マルテンサイト組織になるためである。焼入れ速度が小さいと、ベイナイト組織になるため衝撃値が低い。
金型は、焼入れ焼戻しで所定の硬さに調質されてダイカストに用いられる。金型には、硬さだけでなく高い衝撃値も必要である。この理由は、衝撃値の高い金型は大割れしにくいためである。衝撃値は焼入れ速度が大きいほど高くなるため、焼入れでは急冷が指向される。焼入れ速度が大きいと衝撃値が高い理由は、マルテンサイト組織になるためである。焼入れ速度が小さいと、ベイナイト組織になるため衝撃値が低い。
【0011】
近年、ダイカスト金型は大型化の傾向にある。その背景には、自動車の大型化を受けてダイカスト鋳造品が単体で大型化している事情がある。金型が大きくなると、焼入れの冷却速度が小さく（冷えにくく）なる。この傾向は、特に金型の内部で顕著である。このため、近年の金型の大型化にともなって、金型内部の衝撃値低下が大きな問題になってきた。大きな金型でも高い衝撃値を得るために焼入れの冷却を強化すると、冷却中に焼割れが発生しやすく、割れない場合にも過度に大きな熱変形が発生しやすい。
以上の経緯から、焼入れ速度が小さい場合にも高い衝撃値の得られる鋼材、つまり「焼入れ性の良い」鋼材（焼入れ速度が小さくても粗大なベイナイトにならない）が強く求められている。ただし、焼入れ性の良い鋼材はＳＡ性が悪い。一般に、焼入れ性の良い鋼材は低Ｃ－高Ｍｎであり、このような鋼材はＳＡの冷却中に炭化物が成長しにくくフェライト変態も進行しにくいため、フェライトの母相中に炭化物が分散したＳＡ組織を得にくい。
以上の経緯から、焼入れ速度が小さい場合にも高い衝撃値の得られる鋼材、つまり「焼入れ性の良い」鋼材（焼入れ速度が小さくても粗大なベイナイトにならない）が強く求められている。ただし、焼入れ性の良い鋼材はＳＡ性が悪い。一般に、焼入れ性の良い鋼材は低Ｃ－高Ｍｎであり、このような鋼材はＳＡの冷却中に炭化物が成長しにくくフェライト変態も進行しにくいため、フェライトの母相中に炭化物が分散したＳＡ組織を得にくい。
【0012】
＜(4)耐ヒートチェック性について＞
ダイカスト金型の表面は、溶湯との接触による温度上昇と離型剤の塗布による冷却、のサイクルに晒される。このような温度振幅によって熱応力が発生し、型締めや射出による機械応力も加わり、金型表面には疲労による亀裂（ヒートチェック）が発生する。ひび割れのように見えるヒートチェックは、平面や曲面では網目状や格子状で分布することが多い。金型を切断してヒートチェックを観察すると、金型表面にヒートチェックの開口部がある。開口部に溶湯が入り込んで凝固すると、そこは凸部となって鋳造品表面に転写される。こうしてヒートチェックが鋳造品に転写されると、鋳造品の表面品質が劣化する。
ダイカスト金型の表面は、溶湯との接触による温度上昇と離型剤の塗布による冷却、のサイクルに晒される。このような温度振幅によって熱応力が発生し、型締めや射出による機械応力も加わり、金型表面には疲労による亀裂（ヒートチェック）が発生する。ひび割れのように見えるヒートチェックは、平面や曲面では網目状や格子状で分布することが多い。金型を切断してヒートチェックを観察すると、金型表面にヒートチェックの開口部がある。開口部に溶湯が入り込んで凝固すると、そこは凸部となって鋳造品表面に転写される。こうしてヒートチェックが鋳造品に転写されると、鋳造品の表面品質が劣化する。
【0013】
以上の理由から、金型にはヒートチェックが発生しにくいこと、つまり「耐ヒートチェック性の良い」ことが求められる。ただし、耐ヒートチェック性の良い鋼材は被削性が悪い。一般に、耐ヒートチェック性の良い鋼材は低Ｓｉ－低Ｐ－低Ｓであり、このような鋼材は切削工具に凝着しやすく、切削面に潤滑作用をもたらすＳ化合物が少なく、高靭性で粘りがあるため、削りにくいのである。
【0014】
＜(5)軟化抵抗性について＞
ダイカスト金型の表面は、溶湯との接触によって温度が上昇する。鋳造ショット数が増えると高温に晒される累積時間も長くなり、金型表面の硬さが低下することもある。このような軟化は高温強度の低下を招き、その結果として耐ヒートチェック性が悪化する。
以上の理由から、ダイカスト金型には軟化しにくいこと、つまり「軟化抵抗性の高さ」が求められる。ただし、軟化抵抗性の高い鋼材は高温強度が低い。一般に、軟化抵抗性の高い鋼材は低Ｃｒであり、このような鋼材は高温での固溶強化に乏しいためである。
ダイカスト金型の表面は、溶湯との接触によって温度が上昇する。鋳造ショット数が増えると高温に晒される累積時間も長くなり、金型表面の硬さが低下することもある。このような軟化は高温強度の低下を招き、その結果として耐ヒートチェック性が悪化する。
以上の理由から、ダイカスト金型には軟化しにくいこと、つまり「軟化抵抗性の高さ」が求められる。ただし、軟化抵抗性の高い鋼材は高温強度が低い。一般に、軟化抵抗性の高い鋼材は低Ｃｒであり、このような鋼材は高温での固溶強化に乏しいためである。
【0015】
上記(1)～(5)の重要な５特性の全てが良い鋼材は存在しない。ダイカスト金型用の汎用鋼であるＳＫＤ６１に欠ける特性は、(3)焼入れ性、(4)耐ヒートチェック性、(5)軟化抵抗性である。ＳＫＤ６１の(3)(4)(5)の特性を改良した鋼に欠ける特性は、(1)ＳＡ性、(2)被削性、である。すなわち、元素の影響が相反する特性を共に高めることが非常に難しい。
【0016】
尚、本発明の関連技術として例えば下記特許文献がある。この特許文献には、金型形状への加工が工業的に可能な切削性を備えるとともに、汎用金型用鋼に比べて熱伝導率及び衝撃値が高い熱間工具鋼が開示されている。しかしながらこの特許文献には、本発明が達成しようとする上記５つ特性全てをバランス良く高める思想は無く、そこには本発明の化学組成を具体的に満たした実施例の開示もない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0017】
【特許文献1】特開２０１１－１５７２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0018】
本発明は以上のような事情を背景とし、球状化焼鈍性、被削性、焼入性、耐ヒートチェック性及び軟化抵抗性に優れた鋼材及びこれを用いた鋼製品を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0019】
本発明者等は、上記課題を解決するために種々検討した結果、以下の点を見出した。
（ｉ）熱間加工後の冷却で、粗大なネットワーク状に分布する炭化物が生じた場合、かかる炭化物はその後の熱処理では解消されず、金型の衝撃値を低下させる要因となる。そしてＳｉ量とＶ量を適正化することで、かかる炭化物の析出が抑制され衝撃値の高位安定化が可能である。
（ii）パラメータ「Ｃｒ、Ｍｎ＋Ｃｒ、Ｍｎ／Ｃｒ」によりＭｎ量及びＣｒ量を狭い範囲で規定することで、元素の影響が相反する(1)ＳＡ性と(3)焼入れ性を両立させ、また元素の影響が相反する(3)焼入れ性と(5)軟化抵抗性も両立させることができ、これら(1)ＳＡ性・(3)焼入れ性・(5)軟化抵抗性を高く保つことができる。
（iii）低Ｓｉ系の鋼材では(2)被削性の確保が難しいが、パラメータ「Ｐ＋５Ｓ」によりＰ量及びＳ量を狭い範囲で規定することで、低Ｓｉであっても実用に耐える被削性を有し、かつヒートチェックも発生しにくく衝撃値の低下も最小限に抑制できる。
（ｉ）熱間加工後の冷却で、粗大なネットワーク状に分布する炭化物が生じた場合、かかる炭化物はその後の熱処理では解消されず、金型の衝撃値を低下させる要因となる。そしてＳｉ量とＶ量を適正化することで、かかる炭化物の析出が抑制され衝撃値の高位安定化が可能である。
（ii）パラメータ「Ｃｒ、Ｍｎ＋Ｃｒ、Ｍｎ／Ｃｒ」によりＭｎ量及びＣｒ量を狭い範囲で規定することで、元素の影響が相反する(1)ＳＡ性と(3)焼入れ性を両立させ、また元素の影響が相反する(3)焼入れ性と(5)軟化抵抗性も両立させることができ、これら(1)ＳＡ性・(3)焼入れ性・(5)軟化抵抗性を高く保つことができる。
（iii）低Ｓｉ系の鋼材では(2)被削性の確保が難しいが、パラメータ「Ｐ＋５Ｓ」によりＰ量及びＳ量を狭い範囲で規定することで、低Ｓｉであっても実用に耐える被削性を有し、かつヒートチェックも発生しにくく衝撃値の低下も最小限に抑制できる。
【0020】
本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、本発明の要旨は次の通りである。
［１］ 質量％で、０．３１０≦Ｃ≦０．４１０、０．００１≦Ｓｉ≦０．３５、０．４５≦Ｖ≦０．７０、Ｃｒ≦６．００、６．２５≦Ｍｎ＋Ｃｒ、Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５５、Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４、０．００２≦Ｐ≦０．０３０、０．０００３≦Ｓ≦０．００６０、Ｐ＋５Ｓ≦０．０４０、２．０３＜Ｍｏ＜２．４０、０．００１≦Ａｌ≦０．０５０、０．００３≦Ｎ≦０．０５０、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鋼材。
［１］ 質量％で、０．３１０≦Ｃ≦０．４１０、０．００１≦Ｓｉ≦０．３５、０．４５≦Ｖ≦０．７０、Ｃｒ≦６．００、６．２５≦Ｍｎ＋Ｃｒ、Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５５、Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４、０．００２≦Ｐ≦０．０３０、０．０００３≦Ｓ≦０．００６０、Ｐ＋５Ｓ≦０．０４０、２．０３＜Ｍｏ＜２．４０、０．００１≦Ａｌ≦０．０５０、０．００３≦Ｎ≦０．０５０、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鋼材。
【0021】
［２］ 前記Ｃｒ及びＭｎを質量％で、５．５８≦Ｃｒ≦６．００、０．６０≦Ｍｎ≦０．８６、含有することを特徴とする［１］に記載の鋼材。
【0022】
［３］ 質量％で、０．３０＜Ｗ≦２．００、０．３０＜Ｃｏ≦１．００の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする［１］、［２］の何れかに記載の鋼材。
【0023】
［４］ 質量％で、０．０００２＜Ｂ≦０．００８０を更に含有することを特徴とする［１］～［３］の何れかに記載の鋼材。
【0024】
［５］ 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［１］～［４］の何れかに記載の鋼材。
【0025】
［６］ 質量％で、０．０００５＜Ｃａ≦０．０５００、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［１］～［５］の何れかに記載の鋼材。
【0026】
［７］ ［１］～［６］の何れかに記載の鋼材であって、該鋼材から作製した１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの角棒を真空炉による下記条件１の熱処理によって４５．５～４６．５ＨＲＣに調質し、この角棒から衝撃試験片を作製し、衝撃試験を１５～３５℃において実施した時の衝撃値が２０［Ｊ／ｃｍ2］以上であることを特徴とする鋼材。
条件１の熱処理：１２５０℃で０．５Ｈ（Ｈはｈｏｕｒを意味する）保持し、その後の冷却において、１０００℃までを２℃／ｍｉｎ（ｍｉｎはｍｉｎｕｔｅを意味する）から１０℃／ｍｉｎで冷却し、１０００℃から６００℃までを２℃／ｍｉｎで冷却し、６００℃から１５０℃までを２℃／ｍｉｎから１０℃／ｍｉｎで冷却する。続いて、Ａｃ３点＋２５℃に加熱し、Ａｃ３点＋２５℃で１Ｈ保持後の冷却において６２０℃までを１５℃／Ｈで冷却し、６２０℃から１５０℃までを３０℃／Ｈから６０℃／Ｈで冷却する。続いて、１０３０℃で１Ｈの保持後の冷却において６００℃までを６０℃／ｍｉｎから１００℃／ｍｉｎで冷却し、６００℃から４５０℃までを４５℃／ｍｉｎから１００℃／ｍｉｎで冷却し、４５０℃から２５０℃までを３０℃／ｍｉｎから１００℃／ｍｉｎで冷却し、２５０℃から１５０℃までを５℃／ｍｉｎから３０℃／ｍｉｎで冷却する。続いて、５８０℃から６３０℃の温度域への加熱と１００℃以下への冷却のサイクルを１回以上与える。
条件１の熱処理：１２５０℃で０．５Ｈ（Ｈはｈｏｕｒを意味する）保持し、その後の冷却において、１０００℃までを２℃／ｍｉｎ（ｍｉｎはｍｉｎｕｔｅを意味する）から１０℃／ｍｉｎで冷却し、１０００℃から６００℃までを２℃／ｍｉｎで冷却し、６００℃から１５０℃までを２℃／ｍｉｎから１０℃／ｍｉｎで冷却する。続いて、Ａｃ３点＋２５℃に加熱し、Ａｃ３点＋２５℃で１Ｈ保持後の冷却において６２０℃までを１５℃／Ｈで冷却し、６２０℃から１５０℃までを３０℃／Ｈから６０℃／Ｈで冷却する。続いて、１０３０℃で１Ｈの保持後の冷却において６００℃までを６０℃／ｍｉｎから１００℃／ｍｉｎで冷却し、６００℃から４５０℃までを４５℃／ｍｉｎから１００℃／ｍｉｎで冷却し、４５０℃から２５０℃までを３０℃／ｍｉｎから１００℃／ｍｉｎで冷却し、２５０℃から１５０℃までを５℃／ｍｉｎから３０℃／ｍｉｎで冷却する。続いて、５８０℃から６３０℃の温度域への加熱と１００℃以下への冷却のサイクルを１回以上与える。
【0027】
上記の衝撃試験片の形状はＪＩＳ Ｚ２２４２に準じる（１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ，ノッチ先端の円弧半径１ｍｍでノッチ深さ２ｍｍ，ノッチ底下部の試験片断面積が０．８ｃｍ2）。ここで言う衝撃値［Ｊ／ｃｍ2］とは、吸収エネルギー［Ｊ］を試験片ノッチ底下部の断面積０．８［ｃｍ2］で割った値であり、試験片１０本の衝撃値の平均値を指す。
また、ここで言うＡｃ３点とは２００℃／Ｈの速度で試験片を加熱した場合にフェライト相の比率がほぼ０％になる温度として測定される値であり、試験片１０本の平均値を指す。
また、ここで言うＡｃ３点とは２００℃／Ｈの速度で試験片を加熱した場合にフェライト相の比率がほぼ０％になる温度として測定される値であり、試験片１０本の平均値を指す。
【0028】
［８］ ［１］～［６］の何れかに記載の鋼材であって、最大長さが０．３μｍを超える炭化物について観察したとき５０μｍ以下の間隔で断続的に連なる炭化物の最大長さが０．３μｍを超え且つ０．６μｍ未満であるか、若しくは、最大長さ０．６μｍ以上の炭化物が５０μｍ以下の間隔で断続的に連なった領域が３００μｍ未満であることを特徴とする鋼材。
【0029】
［９］ ［７］、［８］の何れかに記載の鋼材から成ることを特徴とする鋼製品。
ここで「鋼製品」には、ダイカストなどの各種の鋳造、素材を加熱して加工する鍛造、ホットスタンプ、押出し加工，樹脂の射出成形やブロー成形、ゴムや繊維強化プラスチックの成形や加工に用いられる金型や部品が含まれる。更に、本発明の鋼材からなる金型や部品で、表面処理やシボ加工が施されたものも含まれる。
ここで「鋼製品」には、ダイカストなどの各種の鋳造、素材を加熱して加工する鍛造、ホットスタンプ、押出し加工，樹脂の射出成形やブロー成形、ゴムや繊維強化プラスチックの成形や加工に用いられる金型や部品が含まれる。更に、本発明の鋼材からなる金型や部品で、表面処理やシボ加工が施されたものも含まれる。
【発明の効果】
【0030】
本発明によれば、球状化焼鈍性、被削性、焼入性、耐ヒートチェック性および軟化抵抗性に優れた鋼材及びこれを用いた鋼製品を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【0031】
【図1】ＳＡ不良部の組織を示した顕微鏡写真である。
【図2】ＳＡ不良部を含む鋼材の切断面の写真である。
【図3】（Ａ）は衝撃値が低い鋼材のマルテンサイト組織の模式図、（Ｂ）及び（Ｃ）は（Ａ）の炭化物の形態例を示した模式図である。
【図4】熱間加工後の冷却速度が衝撃値に及ぼす影響を調査した際の熱処理工程を示した図である。
【図5】熱間加工後の冷却速度と衝撃値との関係を示したグラフである。
【図6】Ｓｉ量と衝撃値との関係を示したグラフである。
【図7】Ｖ量と衝撃値との関係を示したグラフである。
【図8】衝撃値に対するＳｉとＶの相乗効果を示したグラフである。
【図10】Ｘ＝１℃／ｍｉｎで冷却されたＳＫＤ６１材における工程中の組織を示す顕微鏡写真である。
【図11】Ｘ＝１００℃／ｍｉｎで冷却されたＳＫＤ６１材における工程中の組織を示す顕微鏡写真である。
【図12】Ｘ＝１℃／ｍｉｎで冷却されたＳＫＤ６１材における炭化物形態の変化を示す顕微鏡写真である。
【図15】Ｍｎ及びＣｒがＳＡ性に及ぼす影響を調査した際の熱処理工程を示した図である。
【図16】ＳＡ性に及ぼすＭｎ及びＣｒの影響を示したグラフである。
【図17】焼入れ性を評価した際の熱処理工程を示した図である。
【図19】焼入れ性に及ぼすＭｎ及びＣｒの影響を示したグラフである。
【図20】Ｍｎ量及びＣｒ量の適正範囲を示したグラフである。
【図21】衝撃値に及ぼすＰ及びＳの影響を示したグラフである。
【図23】衝撃値を評価する試験片を作製した際の熱処理工程を示した図である。
【図24】ＳＡ性を評価する試験片を作製した際の熱処理工程を示した図である。
【図25】焼入れ性を評価する試験片を作製した際の熱処理工程を示した図である。
【図27】（Ａ）及び（Ｂ）は比較例０１における炭化物の形態を示した写真である。（Ｃ）は実施例０１における炭化物の形態を示した写真である。
【発明を実施するための形態】
【0032】
次に本発明の鋼材について詳しく説明する。
【0033】
（本発明の端緒となった知見）
ダイカスト金型用鋼の代表はＪＩＳ規格鋼のＳＫＤ６１である（０．４０Ｃ－１．０３Ｓｉ－０．４０Ｍｎ－５．００Ｃｒ－１．２１Ｍｏ－０．８６Ｖ）。ＳＫＤ６１は被削性が良い反面、Ｍｎ＋Ｃｒが５．４％しかないため焼入れ性は低い。そこで、焼入れ性を高めるためＳＫＤ６１のＭｎを０．８％に、Ｃｒを５．９％に高めた鋼（以下、ＳＫＤ６１Ｈと呼ぶ）で基礎検討をおこなった。
ダイカスト金型用鋼の代表はＪＩＳ規格鋼のＳＫＤ６１である（０．４０Ｃ－１．０３Ｓｉ－０．４０Ｍｎ－５．００Ｃｒ－１．２１Ｍｏ－０．８６Ｖ）。ＳＫＤ６１は被削性が良い反面、Ｍｎ＋Ｃｒが５．４％しかないため焼入れ性は低い。そこで、焼入れ性を高めるためＳＫＤ６１のＭｎを０．８％に、Ｃｒを５．９％に高めた鋼（以下、ＳＫＤ６１Ｈと呼ぶ）で基礎検討をおこなった。
【0034】
工業的な設備と製法によって、ＳＫＤ６１Ｈの幅８００ｍｍ、厚さ３５０ｍｍ、長さ２３００ｍｍの鋼材（以下、このような素材をブロック材と呼ぶ）を製造した。さらに、Ａｃ３点を超える加熱９２０℃のＳＡによって機械加工が容易な１００ＨＲＢ以下の硬さに軟化させた。このブロック材から製作した４９３ｋｇの金型を１０３０℃から焼入れ、５８０～６３０℃における複数回の焼戻しで４５．５～４６．５ＨＲＣに調質し、金型中心部付近から切り出した素材で衝撃試験をおこなったところ、１１Ｊ／ｃｍ2という非常に低い値であった。ダイカスト金型には、使用中の大割れを回避するために２０Ｊ／ｃｍ2以上の衝撃値が必要である。したがって、焼入れ性が高いＳＫＤ６１Ｈのこの低い衝撃値は「焼入れ性以外の要因」によるものと考えられた。
【0035】
そこで、上記ブロック材の中心付近から切り出した素材で焼入れ速度が充分に大きい場合、つまり焼入れ性が問題とならない条件で衝撃値を評価し、焼入れ性が高いにもかかわらずＳＫＤ６１Ｈの衝撃値が低かった原因の究明を試みた。
衝撃試験片は１０本作製し、その形状はＪＩＳ Ｚ２２４２に準じた（１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ、ノッチ先端の円弧半径１ｍｍでノッチ深さ２ｍｍ、ノッチ底下部の試験片断面積が０．８ｃｍ2）である。衝撃値［Ｊ／ｃｍ2］とは、室温で得られた吸収エネルギー［Ｊ］を試験片ノッチ底下部の断面積０．８［ｃｍ2］で割った値であり、試験片１０本の平均値である。これ以降で扱う衝撃値とは、ここで述べた試験片形状と評価方法（室温、吸収エネルギーを断面積で割る、１０本平均）に準じたものである。
上記ブロック材の中心付近から作製した１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの素材を真空中で１０３０℃に加熱し、１Ｈ保持後に急冷で焼入れてマルテンサイト組織とした。衝撃値に大きな影響を及ぼす４５０℃から２５０℃への冷却速度は３０℃／ｍｉｎと大きい（大きなダイカスト金型だと、４５０℃から２５０℃への冷却速度は１．２～１０℃／ｍｉｎ）。引き続き、５８０～６３０℃における複数回の焼戻しで４５．５～４６．５ＨＲＣに調質した後、棒材から試験片を作製して衝撃値を評価した。その結果、衝撃値は１４Ｊ／ｃｍ2と低く、先述の４９３ｋｇの金型の中心部よりやや高い程度であった。破面は、粗大な結晶粒が脱落したような非常に粗い状態を呈している。４９３ｋｇの金型中心部から切り出した試験片も、このような粗い破面であった。
衝撃試験片は１０本作製し、その形状はＪＩＳ Ｚ２２４２に準じた（１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ、ノッチ先端の円弧半径１ｍｍでノッチ深さ２ｍｍ、ノッチ底下部の試験片断面積が０．８ｃｍ2）である。衝撃値［Ｊ／ｃｍ2］とは、室温で得られた吸収エネルギー［Ｊ］を試験片ノッチ底下部の断面積０．８［ｃｍ2］で割った値であり、試験片１０本の平均値である。これ以降で扱う衝撃値とは、ここで述べた試験片形状と評価方法（室温、吸収エネルギーを断面積で割る、１０本平均）に準じたものである。
上記ブロック材の中心付近から作製した１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの素材を真空中で１０３０℃に加熱し、１Ｈ保持後に急冷で焼入れてマルテンサイト組織とした。衝撃値に大きな影響を及ぼす４５０℃から２５０℃への冷却速度は３０℃／ｍｉｎと大きい（大きなダイカスト金型だと、４５０℃から２５０℃への冷却速度は１．２～１０℃／ｍｉｎ）。引き続き、５８０～６３０℃における複数回の焼戻しで４５．５～４６．５ＨＲＣに調質した後、棒材から試験片を作製して衝撃値を評価した。その結果、衝撃値は１４Ｊ／ｃｍ2と低く、先述の４９３ｋｇの金型の中心部よりやや高い程度であった。破面は、粗大な結晶粒が脱落したような非常に粗い状態を呈している。４９３ｋｇの金型中心部から切り出した試験片も、このような粗い破面であった。
【0036】
焼入れが急冷でマルテンサイト組織であるにもかかわらず衝撃値が低く破面が粗い理由は、粗大なネットワーク状に分布する炭化物や炭窒化物（以下、単に「炭化物」と呼ぶ）の存在であった。この様子を模式的に図３（Ａ）に示す。焼入れ時のオーステナイト結晶粒径の平均値は１００μｍ以下と微細である（図中、小さな正方形の格子で表現）。一方、低倍率では多角形に見える炭化物のネットワーク（図中、太い線の分布状態から六角形に見える領域）は非常に粗大である。多角形の一辺に相当する部位の長さは２００μｍを超える場合があり、そういったケースでは多角形としての直径Ｄが３００μｍを超える。この炭化物の粗大なネットワークが破面単位となり、微細なオーステナイト結晶粒から変態したマルテンサイトであるにもかかわらず非常に衝撃値が低く、粗大な結晶粒が脱落したような粗い破面になった。
炭化物のネットワークは辺の閉じた多角形に必ずなるとは限らず、辺の欠けた多角形状、不定形状、Ｕ字状や、また図３（Ｂ）、（Ｃ）で示すように、単に直線状や弧状であることも少なくない。なお、図３（Ａ）では炭化物の分布やネットワークを分かりやすいように誇張して表現している。
炭化物のネットワークは辺の閉じた多角形に必ずなるとは限らず、辺の欠けた多角形状、不定形状、Ｕ字状や、また図３（Ｂ）、（Ｃ）で示すように、単に直線状や弧状であることも少なくない。なお、図３（Ａ）では炭化物の分布やネットワークを分かりやすいように誇張して表現している。
【0037】
上記の「粗大なネットワーク状に分布する炭化物」の来歴を解明するためブロック材の製造工程を確認し、数値解析で温度推移を見積もった。製造工程は「溶解－精錬－鋳造－均質化熱処理－熱間加工－焼ならし－焼戻し－ＳＡ」であった。熱間加工は、均質化処理されたインゴットをブロック状に成形する工程である。具体的には、１１５０～１３５０℃で均質化熱処理されたインゴットを鍛造などの塑性加工によって成形する。所定形状への熱間加工の終了後は、ブロック材を割れないように急冷を避けてゆっくり冷却する。
【0038】
図３（Ａ）に示した「粗大なネットワーク状に分布する炭化物」は、「熱間加工終了後に６００℃までの冷却中に析出」した可能性が高い。根拠は２つある。１つ目の根拠は、ネットワークのサイズや形状が熱間加工時のオーステイト結晶粒に酷似していることである。２つ目の根拠は、炭化物の析出に必須となる炭素の拡散は６００℃以上の温度域で活発なことである。６００℃未満は、ベイナイト変態やマルテンサイト変態といった無拡散変態が起こる温度域であり、炭素が粒界へ拡散し炭化物を形成することは難しい。
【0039】
上記の認識に基づき、熱間加工の終了から６００℃までの冷却速度を数値解析で見積もると、幅８００ｍｍ、厚さ３５０ｍｍのブロック材の中心部で約１℃／ｍｉｎであった。ブロック材のサイズは、幅が２００～１５００ｍｍ、厚さは８０～６００ｍｍと様々であるが、一般に「大きな」と扱われるブロック材は、幅が３００ｍｍ以上で厚さは２００ｍｍ以上である（慣例的に、寸法の小さな方を厚さと扱う）。このような大きなブロック材を熱間加工後に割れないように急冷を避けてゆっくり冷却した場合の中心部の６００℃までの冷却速度は、およそ１．５℃／ｍｉｎ以下であった。
【0040】
そこで、熱間加工終了から６００℃までの冷却速度がＳＫＤ６１Ｈの衝撃値に及ぼす影響を調査した。工業的な製法を想定した熱処理工程を図４に示す。鋼材の製造工程「溶解－精錬－鋳造－均質化熱処理－熱間加工－（焼ならし－焼戻し）－ＳＡ」の中で、熱間加工以降を模擬しており、焼ならし後の焼戻しは省略した。ＳＡ後の焼入れと焼戻しは金型の調質に相当する．１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの素材１０本を図４の工程で４５．５～４６．５ＨＲＣに調質した後、この棒材から試験片を作製して衝撃値を評価した。
なお、ここでは一連の熱処理には真空炉を用いている。また、図４における１０３０℃焼入れの「急冷」とは、衝撃値に大きな影響を及ぼす４５０℃から２５０℃への冷却速度が３０℃／ｍｉｎと大きいことを意味する。
なお、ここでは一連の熱処理には真空炉を用いている。また、図４における１０３０℃焼入れの「急冷」とは、衝撃値に大きな影響を及ぼす４５０℃から２５０℃への冷却速度が３０℃／ｍｉｎと大きいことを意味する。
【0041】
得られた衝撃値を図５に示す。横軸の冷却速度Ｘは、熱間加工を模擬した１２５０℃加熱の終了から６００℃までの冷却速度である（図４参照）。図５で示すようにＸが小さくなると、つまり熱間加工を模擬した加熱後の冷却が遅いと衝撃値は低くなる。それに対応し、図４中の状態（ａ）、即ち熱間加工後の冷却が終了した状態における「粗大なネットワーク状に分布する炭化物」もＸが小さいほど顕著であった。
【0042】
上記一連の検証によれば、１０３０℃焼入れの冷却速度が大きくマルテンサイトになっても、熱間加工後の６００℃までの冷却速度Ｘが小さかった場合、高い衝撃値を得られない成分系の鋼材がある。この現象は従来は知られていなかった知見である。
本発明の鋼材は、発見した上記の現象を端緒として開発されたものであり、熱間加工後の冷却が遅い場合でも粗大なネットワーク状に分布する炭化物の析出が抑制されるように各種合金元素の含有量が規定されている。
本発明の鋼材は、発見した上記の現象を端緒として開発されたものであり、熱間加工後の冷却が遅い場合でも粗大なネットワーク状に分布する炭化物の析出が抑制されるように各種合金元素の含有量が規定されている。
【0043】
（化学成分等の限定理由）
本発明の鋼材における化学成分等の限定理由を以下に詳述する。尚、以降の説明では、特にことわりがない限り「％」は「質量％」を意味するものとする。
本発明の鋼材における化学成分等の限定理由を以下に詳述する。尚、以降の説明では、特にことわりがない限り「％」は「質量％」を意味するものとする。
【0044】
０．３１０≦Ｃ≦０．４１０
Ｃ＜０．３１０の不具合は以下の通りである。１０００～１０５０℃の焼入れ加熱時に、オーステナイト結晶粒の成長を抑制する直径０．６μｍ未満の微細な粒子（炭化物や炭窒化物）、いわゆる「ピン止め粒子」の量が不足するため結晶粒が粗大化し、衝撃値や破壊靭性値や延性などの鋼材特性が劣化する。ピン止め粒子の量が不足する傾向は、Ｓｉ量とＶ量とＮ量が少ないと顕在化する。
また、Ｃ＜０．３１０では、５５５℃以上の温度域で２Ｈ以上の焼戻しをおこなった際に５２ＨＲＣ以上を得にくい。５２ＨＲＣ以上の高硬度は、非常に高い耐ヒートチェック性を確保したい場合に必要である。また、５５５℃以上で焼き戻す理由は２つある。１つ目は軟化抑制である．ダイカスト金型の表面は溶湯との接触で５５５℃程度に達することがある。このような高温に晒された場合の軟化を抑制するため、焼入れた金型を予め５５５℃以上で焼き戻しておくのである。５５５℃以上で焼き戻す２つ目の理由は残留オーステナイトの分解である．ダイカスト金型として使用中に残留オーステナイトが分解すると応力が発生して金型寿命を悪化させることがある。このような不具合を避けるため、焼入れた金型を予め５５５℃以上で焼き戻して残留オーステナイトを分解しておくのである。
Ｃ＜０．３１０の不具合は以下の通りである。１０００～１０５０℃の焼入れ加熱時に、オーステナイト結晶粒の成長を抑制する直径０．６μｍ未満の微細な粒子（炭化物や炭窒化物）、いわゆる「ピン止め粒子」の量が不足するため結晶粒が粗大化し、衝撃値や破壊靭性値や延性などの鋼材特性が劣化する。ピン止め粒子の量が不足する傾向は、Ｓｉ量とＶ量とＮ量が少ないと顕在化する。
また、Ｃ＜０．３１０では、５５５℃以上の温度域で２Ｈ以上の焼戻しをおこなった際に５２ＨＲＣ以上を得にくい。５２ＨＲＣ以上の高硬度は、非常に高い耐ヒートチェック性を確保したい場合に必要である。また、５５５℃以上で焼き戻す理由は２つある。１つ目は軟化抑制である．ダイカスト金型の表面は溶湯との接触で５５５℃程度に達することがある。このような高温に晒された場合の軟化を抑制するため、焼入れた金型を予め５５５℃以上で焼き戻しておくのである。５５５℃以上で焼き戻す２つ目の理由は残留オーステナイトの分解である．ダイカスト金型として使用中に残留オーステナイトが分解すると応力が発生して金型寿命を悪化させることがある。このような不具合を避けるため、焼入れた金型を予め５５５℃以上で焼き戻して残留オーステナイトを分解しておくのである。
【0045】
０．４１０＜Ｃの不具合は以下の通りである．「溶解－精錬－鋳造－均質化熱処理－熱間加工－（焼ならし－焼戻し）－ＳＡ」という鋼材の製造工程において、鋳造の凝固時に粗大な状態で晶出する炭化物や炭窒化物が多くなる。これらの粗大な晶出物を後続する熱処理（均質化熱処理、焼ならし、ＳＡ）で固溶させて消失させることは難しい。最終的に、焼入れ焼戻し後まで晶出物は固溶しきらずに残存する（均質化熱処理で固溶して小さくなるが、それでも直径が１μｍを超える状態で観察される）。そして、固溶しきらず残存した晶出物が破壊の起点となって衝撃値や疲労強度が低下する。粗大な晶出物に起因する不具合は、Ｓｉ量とＶ量とＮ量が多い場合に顕在化しやすい。
さらに、０．４１０＜Ｃでは、熱間加工後の冷却速度が小さかった場合に衝撃値の低下する現象（図５参照）が明瞭になる。この傾向は、Ｓｉ量とＶ量とＮ量が多い場合に顕在化しやすい。
好適な範囲は０．３１５≦Ｃ≦０．４０５で、さらに好ましくは０．３２５≦Ｃ≦０．４００である。
さらに、０．４１０＜Ｃでは、熱間加工後の冷却速度が小さかった場合に衝撃値の低下する現象（図５参照）が明瞭になる。この傾向は、Ｓｉ量とＶ量とＮ量が多い場合に顕在化しやすい。
好適な範囲は０．３１５≦Ｃ≦０．４０５で、さらに好ましくは０．３２５≦Ｃ≦０．４００である。
【0046】
０．００１≦Ｓｉ≦０．３５
Ｓｉ＜０．００１の不具合は以下の通りである。Ｓｉ含有量の低い高価な原材料を用いなければならず、鋼材のコストが高くなる。また、精錬時に酸素の低減が難しくなり、粗大なアルミナやそのクラスターが増える。このようなアルミナが破壊の起点となって衝撃値や疲労強度が低下する。さらに、極低Ｓｉでは被削性が著しく低下し、工業的に安定して機械加工をおこなうことが難しい。
０．３５＜Ｓｉの不具合は以下の通りである。Ｃ量とＶ量とＮ量が多い場合、粗大な晶出物が多くなる。また、熱間加工後の冷却速度が小さかった場合に衝撃値の低下する現象（図５参照）が明瞭になる。さらに、高Ｓｉでは熱伝導率の低下によって鋳造時の熱応力が高くなり、耐ヒートチェック性が悪くなる。破壊靱性値が低下することで大割れの危険性も高まる。
好適な範囲は０．００５≦Ｓｉ≦０．３３で、さらに好ましくは０．０１０≦Ｓｉ≦０．３１である。耐ヒートチェック性の良さを重視する場合は、被削性をやや犠牲にしたＳｉ≦０．１５が良い。
Ｓｉ＜０．００１の不具合は以下の通りである。Ｓｉ含有量の低い高価な原材料を用いなければならず、鋼材のコストが高くなる。また、精錬時に酸素の低減が難しくなり、粗大なアルミナやそのクラスターが増える。このようなアルミナが破壊の起点となって衝撃値や疲労強度が低下する。さらに、極低Ｓｉでは被削性が著しく低下し、工業的に安定して機械加工をおこなうことが難しい。
０．３５＜Ｓｉの不具合は以下の通りである。Ｃ量とＶ量とＮ量が多い場合、粗大な晶出物が多くなる。また、熱間加工後の冷却速度が小さかった場合に衝撃値の低下する現象（図５参照）が明瞭になる。さらに、高Ｓｉでは熱伝導率の低下によって鋳造時の熱応力が高くなり、耐ヒートチェック性が悪くなる。破壊靱性値が低下することで大割れの危険性も高まる。
好適な範囲は０．００５≦Ｓｉ≦０．３３で、さらに好ましくは０．０１０≦Ｓｉ≦０．３１である。耐ヒートチェック性の良さを重視する場合は、被削性をやや犠牲にしたＳｉ≦０．１５が良い。
【0047】
以下では、熱間加工後の冷却速度が小さかった場合の衝撃値の観点から、Ｓｉ量の規定理由を述べる。図６はＳＫＤ６１のＳｉ量を変化させた全６種類の鋼材の衝撃値である。焼入れ性が問題にならない条件（小さな試験片を大きな冷却速度で焼入れる）での検証になるため、ＳＫＤ６１を基準鋼として用いた。１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの試験片用素材材の熱処理工程と条件は図４に準じ、１２５０℃加熱後のＸ＝２℃／ｍｉｎの場合である。ＳＫＤ６１からＳｉを減量してゆくと衝撃値は上昇した。ダイカスト金型に必要な２０Ｊ／ｃｍ2以上になる条件はＳｉ≦０．３５である。したがって、上限をＳｉ≦０．３５と規定した。なお、ダイカスト金型に理想的に必要とされる２５Ｊ／ｃｍ2以上を満たす条件はＳｉ≦０．１５である。
【0048】
０．４５≦Ｖ≦０．７０．
Ｖ＜０．４５の不具合は以下の通りである。焼入れ加熱時のピン止め粒子の量が少なくなる。炭化物や炭窒化物と同じくピン止め粒子として作用するＶ系の窒化物の量も少なくなる。ピン止め粒子の量が少なくなる傾向は、Ｃ量とＳｉ量とＮ量が少ないと顕在化する。また、Ｖ＜０．４５では焼戻しの２次硬化能が低いため、５５５℃以上で２Ｈ以上の焼戻しをおこなった場合に５２ＨＲＣ以上を得にくい。
０．７０＜Ｖの不具合は以下の通りである。粗大な晶出物が増加する。この傾向は、Ｃ量とＳｉ量とＮ量が多い場合に顕在化する。また、熱間加工後の冷却速度が小さかった場合に衝撃値の低下する現象が明瞭になる。さらに、原材料としてのＶ化合物は高価であるため、０．７０＜Ｖでは鋼材のコストが高くなる。好適な範囲は０．４６≦Ｖ≦０．６９で、さらに好ましくは０．４７≦Ｖ≦０．６８である。
Ｖ＜０．４５の不具合は以下の通りである。焼入れ加熱時のピン止め粒子の量が少なくなる。炭化物や炭窒化物と同じくピン止め粒子として作用するＶ系の窒化物の量も少なくなる。ピン止め粒子の量が少なくなる傾向は、Ｃ量とＳｉ量とＮ量が少ないと顕在化する。また、Ｖ＜０．４５では焼戻しの２次硬化能が低いため、５５５℃以上で２Ｈ以上の焼戻しをおこなった場合に５２ＨＲＣ以上を得にくい。
０．７０＜Ｖの不具合は以下の通りである。粗大な晶出物が増加する。この傾向は、Ｃ量とＳｉ量とＮ量が多い場合に顕在化する。また、熱間加工後の冷却速度が小さかった場合に衝撃値の低下する現象が明瞭になる。さらに、原材料としてのＶ化合物は高価であるため、０．７０＜Ｖでは鋼材のコストが高くなる。好適な範囲は０．４６≦Ｖ≦０．６９で、さらに好ましくは０．４７≦Ｖ≦０．６８である。
【0049】
以下では、熱間加工後の冷却速度が小さかった場合の衝撃値の観点から、Ｖ量の規定理由を述べる。図７はＳＫＤ６１のＶ量を変化させた全９種類の鋼材の衝撃値である。１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの試験片用棒材の熱処理工程と条件は図４に準じ、１２５０℃加熱後の冷却速度Ｘ＝２℃／ｍｉｎの場合である。ＳＫＤ６１からＶを減量してゆくと衝撃値は上昇した。ダイカスト金型に必要な２０Ｊ／ｃｍ2以上になる条件はＶ≦０．７０である。したがって、Ｖの上限を０．７０％とした。なお、ダイカスト金型に理想的には必要とされる２５Ｊ／ｃｍ2以上を満たす条件はＶ≦０．６８である。
【0050】
Ｖを０．７％から更に減量すると衝撃値は上昇してゆくが、Ｖが０．５％以下になると衝撃値は急減する。これは、ピン止め粒子の減少によって焼入れ時の結晶粒が粗大化したことによる。Ｖ＝０．４５％では、ダイカスト金型に理想的には必要とされる２５Ｊ／ｃｍ2を試験片１０本の平均値で達成しているが、ピン止め粒子の量の僅かな差による粒径のバラツキが顕著な領域であり、結晶粒が粗大な場合には２０Ｊ／ｃｍ2程度の衝撃値になる場合もある。そこで、ダイカスト金型に必要な２０Ｊ／ｃｍ2以上を安定して得られる０．４５％をＶの下限とした。
【0051】
上記の通り、Ｘ＝２℃／ｍｉｎであってもＳｉ量とＶ量を適正化すれば、衝撃値を高位安定化できることが分かった．２℃／ｍｉｎは、熱間加工後の厚さ２００ｍｍ以上の大きなブロック材を割れや過大な熱変形が発生しない条件で速く冷却した場合に得られる冷速に該当する。
【0052】
ＳｉとＶの相乗効果をＸの影響と併せて図８に示す。１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの試験片用素材の熱処理工程と条件は図４に準じた。すなわち、図８のＳＫＤ６１のデータは図５と同じである。ＳＫＤ６１（●）のＳｉを０．１１％に低減した水準（△）は１０℃／ｍｉｎ≦Ｘの衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ2以上と高く、Ｘ＝２℃／ｍｉｎでも２５Ｊ／ｃｍ2を達成できる。Ｓｉ減量の効果を改めて確認した。
【0053】
また、ＳＫＤ６１（●）のＶを０．５７％に低減した水準（○）は、６℃／ｍｉｎ＜Ｘでは０．１１Ｓｉ鋼よりも低衝撃値だが、Ｘ≦６℃／ｍｉｎでは０．１１Ｓｉ鋼よりも高位であり、Ｘ＝２℃／ｍｉｎでも３０Ｊ／ｃｍ2以上の高い衝撃値が得られる。Ｖ減量の効果を改めて確認したと同時に、低Ｖ化の効果はＸが小さい場合に顕在化することも明らかになった。
【0054】
さらに、ＳＫＤ６１（●）のＳｉを０．１１％に、Ｖを０．５７％にそれぞれ低減した水準（▲）は、０．１１Ｓｉ鋼と０．５７Ｖ鋼の長所を兼備した状態となり、Ｘの小さい領域から大きい領域まで高い衝撃値が得られる。０．１１Ｓｉ－０．５７Ｖ鋼はＸ＝１℃／ｍｉｎでも３９Ｊ／ｃｍ2であり、この値はＳＫＤ６１がＸ＝１００℃／ｍｉｎであった場合の４５Ｊ／ｃｍ2に匹敵する。
【0055】
図８の衝撃値が得られた試験片の破面を図９に示す。各水準とも１０本で評価したうちの、衝撃値が最高の試験片と最低の試験片の２本の様子である。写真の下に記載した衝撃値は試験片１０本の平均値である。ＳＫＤ６１のＸ＝１℃／ｍｉｎでは粗大な結晶粒が脱落したような破面を呈している。この粗大な領域が破面単位となったため衝撃値が低い。一方、ＳＫＤ６１でもＸ＝１００℃／ｍｉｎでは破面が滑らかで高衝撃値である。ＳＫＤ６１のＳｉを０．１１％にＶを０．５７％にそれぞれ低減した鋼は、Ｘ＝１℃／ｍｉｎでもＳＫＤ６１のＸ＝１００℃／ｍｉｎと同様の破面であり、衝撃値も高い。また、０．１１Ｓｉ－０．５７Ｖ－ＳＫＤ６１はＳＫＤ６１の１００℃／ｍｉｎよりもシェアリップが発達した好ましい破面である。
【0056】
図８および図９の実験は、工程中の組織変化（図４における状態（ａ）（ｂ）（ｃ））を追跡しながら実施した。図１０にＳＫＤ６１のＸ＝１℃／ｍｉｎの場合を示す。矢印は炭化物を指しており、粗大なネットワーク状に分布していることを示す。炭化物は１２５０℃加熱後の６００℃までの冷却中にオーステナイト結晶粒界に析出したため、その分布は１２５０℃加熱時のオーステナイト結晶粒のサイズに相当する。そして、この旧オーステナイト結晶粒界の炭化物は後続する熱処理でも消失せず、ＳＡ後の状態（ｂ）と焼入れ焼戻し後の状態（ｃ）に残存する。図９においてＳＫＤ６１のＸ＝１℃／ｍｉｎが粗大な結晶粒の脱落したような破面を呈した理由は、この炭化物の粗大なネットワークが破面単位となったためである。
【0057】
図１１にＳＫＤ６１のＸ＝１００℃／ｍｉｎの場合を示す。図１０とは異なり、粗大なネットワーク状に分布する炭化物はほとんど認められない。図９においてＳＫＤ６１のＸ＝１００℃／ｍｉｎが微細な破面を呈した理由は、炭化物の粗大なネットワークがないことから、１０３０℃焼入れ時の微細なオーステナイト結晶粒が破面単位になったためである。したがって、衝撃値も高かった。
ＳＫＤ６１では、１２５０℃加熱後の６００℃までの冷却中にオーステナイト結晶粒界に析出する炭化物を軽減するには、冷却速度Ｘを大きくしなければならない。一方、ＳｉやＶを減量した本発明の鋼ではＸが小さくても炭化物の析出が抑制され、図１１と同様の組織が得られていた。このため、Ｘが小さくても高衝撃値が得られた（図８参照）。
ＳＫＤ６１では、１２５０℃加熱後の６００℃までの冷却中にオーステナイト結晶粒界に析出する炭化物を軽減するには、冷却速度Ｘを大きくしなければならない。一方、ＳｉやＶを減量した本発明の鋼ではＸが小さくても炭化物の析出が抑制され、図１１と同様の組織が得られていた。このため、Ｘが小さくても高衝撃値が得られた（図８参照）。
【0058】
以上によって、ＳｉとＶを低減すれば熱間加工後の冷却速度が小さくても、衝撃値の高位安定化が達成できることを明確化した。Ｓｉ≦０．３５かつＶ≦０．７０であれば、Ｘ＝２℃／ｍｉｎでも２０Ｊ／ｃｍ2以上の衝撃値（４６ＨＲＣ）を確保できる。
【0059】
なお、熱間加工を模擬した１２５０℃加熱から６００℃まで冷却する過程において、オーステナイト結晶粒界での炭化物の析出が顕在化する温度域は１０００℃以下であることが別の実験で判明している。工業的な製造工程に当てはめれば、熱間加工の終了から鋼材断面内で最も冷却の遅い部位（中心部）が１０００℃になるまでの冷却速度は炭化物の析出にあまり影響せず、１０００℃から６００℃への４００℃の区間の冷却速度が炭化物の析出（つまり衝撃値）に大きく影響を及ぼす、と言える。
【0060】
以下では、衝撃値を低下させる「粗大なネットワーク状に分布する炭化物」の形態を定量化する。図１０および図１１の（ａ）（ｂ）（ｃ）は同一の部位ではなく、各状態において別の部位を観察している。また、状態（ｃ）は焼戻し後であるため、問題となる炭化物がやや分かりにくい。そこで、ＳＡ材の「粗大なネットワーク状に分布する炭化物」が焼入れ後に残留する確証を得るため、焼入れの前後で同じ部位を追跡した。結果を図１２に示す。図４の状態（ｂ）でＳＡ材を組織観察し、「粗大なネットワーク状に分布する炭化物」の領域にビッカース硬さ測定の圧子を押し込み、追跡する部位を圧痕でマーキングした。左上の光学顕微鏡写真の４隅にある◆が圧痕である。
【0061】
倍率を上げてＳＡ材を見てゆくと（上段の写真を右側へ見てゆくと）、ＳＡ時のオーステナイト（図中、旧γと表記）結晶粒の粒界に炭化物が点列状で断続的に連なっている。これが、問題となる「粗大なネットワーク状に分布する炭化物」である。旧γ結晶粒内は、右端のＳＥＭ写真のように、平均粒径０．６μｍ未満の微細な炭化物がフェライトの母相中に分散している。成分やＳＡ条件によるが、炭化物の平均粒径は０．１５～０．３０μｍであることが多い。適正なＳＡ組織は全面がこの状態であり、「粗大なネットワーク状に分布する炭化物」が存在しないか非常に少ない。
【0062】
ＳＡ材を１０３０℃から焼入れ、圧痕が消滅しないように軽度に研磨して再腐食して組織を観察した状態が、図１２の下段３枚の写真である。左下の写真における圧痕の位置から、焼入れ前後で同じ部位を観察したことが分かる。図１２の下段３枚の写真に示すとおり、ＳＡ材の「粗大なネットワーク状に分布する炭化物」が「焼入れ後も形態を大きくは変えず残存している」ことが証明された。
【0063】
図１３は別の部位であるが、図１２と同様に、ＳＡ材の「粗大なネットワーク状に分布する炭化物」が「焼入れ後も形態を大きくは変えず残存している」ことが明らかである。もう１つの特徴は、その粗大な炭化物の断続的に連なった直線状あるいは弧状の領域が３００μｍ以上にわたっていることである。その領域を図中では破線で囲ったが、このような領域同士が形成するネットワーク（すなわち、オーステナイト結晶粒の輪郭）の模式図が図３である。また、このネットワークが単位となり衝撃試験の破面が粗大になる（図９参照）。
【0064】
図１４に示す通り「粗大なネットワーク状に分布する炭化物」は個々にも大きく、炭化物Ａは１．３μｍ、炭化物Ｂは３．０μｍ、炭化物Ｃは０．８μｍ、炭化物Ｄは０．６μｍ、である。ＳＡ材のフェライトの母相中に分散する微細な炭化物（図１３の右端の写真）および焼入れ時のオーステナイトの母相中に分散する微細な炭化物が直径０．６μｍ未満であることに対し、明らかに大きい。そして、このような０．６μｍ以上の大きな炭化物が５０μｍ以内の距離で断続的に連なっている。その連なりは直線状あるいは弧状で、３００μｍ以上にわたる。断続的な連なりの中に０．６μｍ未満の炭化物が含まれることもある。
【0065】
焼入れ時のオーステナイト結晶粒は平均粒径が１００μｍ以下と微細であっても、０．６μｍ以上の大きな炭化物が５０μｍ以内の距離で断続的に直線状あるいは弧状で３００μｍ以上にわたって連なると、その連なりが破壊においては結晶粒であるかのように作用し、粗い破面と低い衝撃値の原因になるのである。断続的な連なりが短ければ、破面が粗くなり衝撃値が低下するという悪影響も小さい。したがって、かかる炭化物の断続的な連なりは、「最大長さ０．６μｍ以上の炭化物が５０μｍ以下の間隔で断続的に連なった領域が３００μｍ未満」であることが望ましい。
なお、上述の炭化物の大きさ（長さ）は最大サイズ（最大長さ）を意味する。炭化物のサイズが一番大きく計測される方向で評価した値であり、楕円や棒状で言えば長軸側の値である。炭化物が「く」の字（あるいはＶ字）型の場合も、単に投影長が最大になる大きさを評価した。また最大長さ０．６μｍ以上の炭化物における炭化物の間隔とは、最大長さ０．６μｍ未満の炭化物を考慮しない状態での間隔（図３（Ｂ）で示す間隔δ）を意味する。
なお、上述の炭化物の大きさ（長さ）は最大サイズ（最大長さ）を意味する。炭化物のサイズが一番大きく計測される方向で評価した値であり、楕円や棒状で言えば長軸側の値である。炭化物が「く」の字（あるいはＶ字）型の場合も、単に投影長が最大になる大きさを評価した。また最大長さ０．６μｍ以上の炭化物における炭化物の間隔とは、最大長さ０．６μｍ未満の炭化物を考慮しない状態での間隔（図３（Ｂ）で示す間隔δ）を意味する。
【0066】
以上の通り、回避すべき粗大な炭化物の形態、粗大な炭化物が析出しにくいＳｉとＶの量、を明確化した。以下では、Ｃｒ－Ｍｎ－Ｃｕ－Ｎｉで焼入れ性を検証した内容を述べる。
【0067】
Ｃｒ≦６．００
６．００＜Ｃｒの不具合は以下の通りである。軟化抵抗性が低くなる。軟化抵抗性は分散強化と呼ばれる鋼材の強化機構に対応し、微細な粒子が多く分散するほど軟化抵抗性は高く（硬さの低下が少なく）なる。Ａｃ１変態点未満の高温に晒すと、Ｃｒ系の炭化物はＭｏ系やＶ系の炭化物よりも粗大化しやすいため、高Ｃｒであるほど軟化抵抗性は悪くなる。つまり、ダイカスト金型として使用中に溶湯との接触で高温になる金型表面が軟化しやすく、軟化により高温強度が低下するため耐ヒートチェック性も悪くなる。また、６．００＜Ｃｒでは熱伝導率の低下が大きく、熱応力が高くなることからも耐ヒートチェック性が悪くなる。さらに、低Ｓｉの場合に高Ｃｒ化すると被削性の低下が著しい。好適な範囲はＣｒ≦５．９５で、さらに好ましくはＣｒ≦５．９０である。
Ｃｒの下限は凡そ５．４０％であるが、ＳＡ性を支配する「Ｍｎ／Ｃｒ」および焼入れ性を支配する「Ｍｎ＋Ｃｒ」という２種類のパラメータのＭｎ量に応じてＣｒの下限は決まる。ＣｒはＳＡ性・焼入れ性・高温強度を高めるため、軟化抵抗性とのバランスをとる必要がある。ＳＡ性を高める観点からはＣｒを５．５８％以上含有させることが好ましい。
６．００＜Ｃｒの不具合は以下の通りである。軟化抵抗性が低くなる。軟化抵抗性は分散強化と呼ばれる鋼材の強化機構に対応し、微細な粒子が多く分散するほど軟化抵抗性は高く（硬さの低下が少なく）なる。Ａｃ１変態点未満の高温に晒すと、Ｃｒ系の炭化物はＭｏ系やＶ系の炭化物よりも粗大化しやすいため、高Ｃｒであるほど軟化抵抗性は悪くなる。つまり、ダイカスト金型として使用中に溶湯との接触で高温になる金型表面が軟化しやすく、軟化により高温強度が低下するため耐ヒートチェック性も悪くなる。また、６．００＜Ｃｒでは熱伝導率の低下が大きく、熱応力が高くなることからも耐ヒートチェック性が悪くなる。さらに、低Ｓｉの場合に高Ｃｒ化すると被削性の低下が著しい。好適な範囲はＣｒ≦５．９５で、さらに好ましくはＣｒ≦５．９０である。
Ｃｒの下限は凡そ５．４０％であるが、ＳＡ性を支配する「Ｍｎ／Ｃｒ」および焼入れ性を支配する「Ｍｎ＋Ｃｒ」という２種類のパラメータのＭｎ量に応じてＣｒの下限は決まる。ＣｒはＳＡ性・焼入れ性・高温強度を高めるため、軟化抵抗性とのバランスをとる必要がある。ＳＡ性を高める観点からはＣｒを５．５８％以上含有させることが好ましい。
【0068】
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５５
０．１５５＜Ｍｎ／Ｃｒの不具合は以下の通りである。ＳＡ性が悪化し、Ａｃ３点を超える加熱温度のＳＡにおいて、冷却速度を１０℃／Ｈ未満にしなければ１００ＨＲＢ以下に軟化しなくなり、ＳＡ工程が長くなるため生産性が低下する。また、結晶粒が粗大な場合には、１０℃／Ｈ未満でも図１および図２のようなＳＡ不良が発生しやすい。好適な範囲はＭｎ／Ｃｒ≦０．１５３で、さらに好ましくはＭｎ／Ｃｒ≦０．１５１である。
０．１５５＜Ｍｎ／Ｃｒの不具合は以下の通りである。ＳＡ性が悪化し、Ａｃ３点を超える加熱温度のＳＡにおいて、冷却速度を１０℃／Ｈ未満にしなければ１００ＨＲＢ以下に軟化しなくなり、ＳＡ工程が長くなるため生産性が低下する。また、結晶粒が粗大な場合には、１０℃／Ｈ未満でも図１および図２のようなＳＡ不良が発生しやすい。好適な範囲はＭｎ／Ｃｒ≦０．１５３で、さらに好ましくはＭｎ／Ｃｒ≦０．１５１である。
【0069】
以下では、ＳＡ性に及ぼすＭｎ／Ｃｒの影響を説明する。研究的な小サイズのインゴットを用いて断面の小さい角棒を製造し、その角棒から作製した試験片に対して工業的な製法（金型用素材および金型）を模擬した熱処理工程を与えた。
【0070】
鋼材の主成分は０．３７Ｃ－０．１２Ｓｉ－０．０１２Ｐ－０．００１８Ｓ－０．０８Ｃｕ－０．１１Ｎｉ－２．３６Ｍｏ－０．６３Ｖ－０．０２３Ａｌ－０．０２０Ｎであり、ＭｎとＣｒを系統的に変化させた。これらの鋼材の１５０ｋｇのインゴットをソーキング後に厚さ８０ｍｍ、幅８５ｍｍ、長さ２２００ｍｍの角棒に熱間加工した。室温付近まで冷却した角棒に対し、Ａｃ３点＋２５℃への加熱後に６２０℃まで１５℃／Ｈで冷却するＳＡを施した。各鋼種のＡｃ３点は事前に別の実験によって把握している。ここで言うＡｃ３点とは、２００℃／Ｈの速度で加熱した場合の値であり、かつ試験片１０本の平均値である。この厚さ４０ｍｍ、幅６５ｍｍ、長さ２０００ｍｍの角棒から、ＳＡ性評価用の１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの試験片を作製した。
【0071】
上記の試験片に対して図１５の真空熱処理をおこないＳＡ性を評価した。図１５は鋼材の製造工程「溶解－精錬－鋳造－均質化熱処理－熱間加工－（焼ならし－焼戻し）－ＳＡ」の中で、熱間加工以降を模擬しており、焼ならし－焼戻しは省略した。
また、熱間加工を模擬した１２５０℃加熱後の６００℃までの冷速は２℃／ｍｉｎとした。これは、厚さ２００ｍｍ以上の大きなブロック材を割れや過大な熱変形が発生しない条件で速く冷却した場合に該当する。
また、熱間加工を模擬した１２５０℃加熱後の６００℃までの冷速は２℃／ｍｉｎとした。これは、厚さ２００ｍｍ以上の大きなブロック材を割れや過大な熱変形が発生しない条件で速く冷却した場合に該当する。
【0072】
図１５の工程を経た試験片の硬さを図１６に示す。図中の△は１００ＨＲＢを超えた硬い水準でＳＡ性が悪く、図１や図２のようなＳＡ不良を起こした。ＳＡ工程中、６２０℃まで冷却された時点で残留していた未変態オーステナイトがマルテンサイトやベイナイトに変態したためである。ただし、マルテンサイトやベイナイトの面積率は水準によって異なっていた。●は１００ＨＲＢ以下に軟化した水準でＳＡ性が良い。
図中の破線は●と△の境界に該当するＭｎ／Ｃｒ＝０．１５５であり、本発明の請求範囲Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５５の根拠である。先述の通り、好適な範囲はＭｎ／Ｃｒ≦０．１５３であるが、この範囲ではＡｃ３点＋２５℃からの冷却速度を１８℃／Ｈに大きくしても１００ＨＲＢ以下に軟化する。さらに好ましい範囲はＭｎ／Ｃｒ≦０．１５１であるが、この範囲ではＡｃ３点＋２５℃からの冷却速度を２１℃／Ｈに大きくしても１００ＨＲＢ以下に軟化する。Ｍｎ／Ｃｒが小さいほど大きな冷却速度で軟化するため、熱処理工程の効率が良くなる。
図中の破線は●と△の境界に該当するＭｎ／Ｃｒ＝０．１５５であり、本発明の請求範囲Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５５の根拠である。先述の通り、好適な範囲はＭｎ／Ｃｒ≦０．１５３であるが、この範囲ではＡｃ３点＋２５℃からの冷却速度を１８℃／Ｈに大きくしても１００ＨＲＢ以下に軟化する。さらに好ましい範囲はＭｎ／Ｃｒ≦０．１５１であるが、この範囲ではＡｃ３点＋２５℃からの冷却速度を２１℃／Ｈに大きくしても１００ＨＲＢ以下に軟化する。Ｍｎ／Ｃｒが小さいほど大きな冷却速度で軟化するため、熱処理工程の効率が良くなる。
【0073】
６．２５≦Ｍｎ＋Ｃｒ
Ｍｎ＋Ｃｒ＜６．２５の不具合は以下の通りである。焼入れ性が不足し、大きな金型の特に内部で衝撃値の低下が著しい。好適な範囲は６．２７≦Ｍｎ＋Ｃｒで、さらに好ましくは６．３０≦Ｍｎ＋Ｃｒである。
以下では、焼入れ性に及ぼすＭｎ＋Ｃｒの影響を説明する。ＳＡ性を評価した場合と同じ製法で製造した厚さ８０ｍｍ、幅８５ｍｍ、長さ２２００ｍｍの角棒から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの素材１０本を作製した。鋼材の主成分は０．３７Ｃ－０．１２Ｓｉ－０．０１２Ｐ－０．００１８Ｓ－０．０８Ｃｕ－０．１１Ｎｉ－２．３６Ｍｏ－０．６３Ｖ－０．０２３Ａｌ－０．０２０Ｎで、ＭｎとＣｒを系統的に変化させた。
上記の素材に対して図１７と図１８の真空熱処理をおこない４５．５～４６．５ＨＲＣに調質した。図１７は熱処理工程の全体であり、鋼材の製造工程「溶解－精錬－鋳造－均質化熱処理－熱間加工－（焼ならし－焼戻し）－ＳＡ」の中で、熱間加工以降を模擬している。焼ならし－焼戻しは省略した。
Ｍｎ＋Ｃｒ＜６．２５の不具合は以下の通りである。焼入れ性が不足し、大きな金型の特に内部で衝撃値の低下が著しい。好適な範囲は６．２７≦Ｍｎ＋Ｃｒで、さらに好ましくは６．３０≦Ｍｎ＋Ｃｒである。
以下では、焼入れ性に及ぼすＭｎ＋Ｃｒの影響を説明する。ＳＡ性を評価した場合と同じ製法で製造した厚さ８０ｍｍ、幅８５ｍｍ、長さ２２００ｍｍの角棒から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの素材１０本を作製した。鋼材の主成分は０．３７Ｃ－０．１２Ｓｉ－０．０１２Ｐ－０．００１８Ｓ－０．０８Ｃｕ－０．１１Ｎｉ－２．３６Ｍｏ－０．６３Ｖ－０．０２３Ａｌ－０．０２０Ｎで、ＭｎとＣｒを系統的に変化させた。
上記の素材に対して図１７と図１８の真空熱処理をおこない４５．５～４６．５ＨＲＣに調質した。図１７は熱処理工程の全体であり、鋼材の製造工程「溶解－精錬－鋳造－均質化熱処理－熱間加工－（焼ならし－焼戻し）－ＳＡ」の中で、熱間加工以降を模擬している。焼ならし－焼戻しは省略した。
【0074】
図１７ではＳＡまでが「金型用素材の製造」に該当する。熱間加工を模擬した１２５０℃加熱後の６００℃までの冷速は２℃／ｍｉｎとした。これは、厚さ２００ｍｍ以上の大きなブロック材を割れや過大な熱変形が発生しない条件で速く冷却した場合に該当する。先述の通り、１０００℃までの冷却速度は炭化物の粒界析出に（すなわち、衝撃値に）あまり影響しないことから、温度制御を簡素化するため１２５０℃から６００℃までを２℃／ｍｉｎとした。ＳＡ後の制御焼入れと焼戻しは金型の調質に該当する。制御焼入れ工程の詳細が図１８であり、大きな金型（慣例的に３００ｋｇ以上）を焼入れた場合の、金型断面内で冷却が最も遅い部位を模擬している。衝撃値に大きな影響を及ぼす４５０℃から２５０℃への冷却速度は１．２℃／ｍｉｎとした。大きなダイカスト金型の４５０℃から２５０℃への冷却速度は、金型断面内で冷却が最も遅い部位で１．２～１０℃／ｍｉｎである。
【0075】
図１７と図１８の工程を経た素材から試験片を作製して衝撃値を評価した。結果を図１９に示す（４６ＨＲＣ）。図中の△は２０Ｊ／ｃｍ2未満の低衝撃値の水準で焼入れ性が悪い。●は２０Ｊ／ｃｍ2以上の高衝撃値の水準で焼入れ性が良い。図中の破線は●と△の境界に該当するＭｎ＋Ｃｒ＝６．２５であり、本発明の請求範囲６．２５≦Ｍｎ＋Ｃｒの根拠である。先述の通り、好適な範囲は６．２７≦Ｍｎ＋Ｃｒであるが、この範囲では４６．５～４７．５ＨＲＣに硬さを上げても２０Ｊ／ｃｍ2以上が得られる。さらに好ましい範囲は６．３０≦Ｍｎ＋Ｃｒであるが、この範囲では４７．５～４８．５ＨＲＣに硬さを上げても２０Ｊ／ｃｍ2以上が得られる。つまり、Ｍｎ＋Ｃｒが大きいほど２０Ｊ／ｃｍ2以上を得られる硬さが高くなる。
【0076】
大割れを回避するため、ダイカスト金型には２０Ｊ／ｃｍ2以上の衝撃値が要求される。衝撃値は硬さと反比例するため、高い衝撃値を得るために硬さを下げなければならないことが多い。硬さは耐ヒートチェック性に非常に大きく影響し、硬さが低いと耐ヒートチェック性は悪くなる。つまり、硬さを下げれば耐ヒートチェック性が悪くなり、硬さを上げれば大割れしやすくなる。大割れ回避と耐ヒートチェック性の良さは両立が難しい。
これに対し、Ｍｎ＋Ｃｒの大きい本発明の鋼材は２０Ｊ／ｃｍ2以上を得られる硬さが高いので、大割れしにくさと耐ヒートチェック性の良さを兼備する。図１９中、ＪＩＳ ＳＫＤ６１に相当する位置はＭｎ＝０．４かつＣｒ＝５．０であり、ＳＫＤ６１の焼入れ性は非常に低いことが明らかである。
これに対し、Ｍｎ＋Ｃｒの大きい本発明の鋼材は２０Ｊ／ｃｍ2以上を得られる硬さが高いので、大割れしにくさと耐ヒートチェック性の良さを兼備する。図１９中、ＪＩＳ ＳＫＤ６１に相当する位置はＭｎ＝０．４かつＣｒ＝５．０であり、ＳＫＤ６１の焼入れ性は非常に低いことが明らかである。
【0077】
（ＣｒとＭｎの範囲）
上記Ｃｒの説明で述べた通り、軟化抵抗性の観点からＣｒ≦６．００が必要である。また、図１５～図１９によってＳＡ性と焼入れ性に及ぼすＣｒとＭｎの影響も明らかになった。以上の情報から規定されるＣｒとＭｎの範囲を図２０に示す。３本の実線に囲まれた三角形の領域が本発明の請求範囲である。Ｃｒ≦６．００は軟化抵抗によって、Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５５はＳＡ性によって、６．２５≦Ｍｎ＋Ｃｒは焼入れ性によって、それぞれ規定される。図１５～図２０で示した「ＣｒとＭｎの適正化」は「本発明の２つ目の特徴」である。「Ｃｒ、Ｍｎ＋Ｃｒ、Ｍｎ／Ｃｒ」というパラメータの導入により、(1)ＳＡ性・(3)焼入れ性・(5)軟化抵抗性が高く保たれるＭｎ量とＣｒ量の狭い範囲を見出した。元素の影響が相反する(1)ＳＡ性と(3)焼入れ性を両立し、元素の影響が相反する(3)焼入れ性と(5)軟化抵抗性も両立させた。
上記Ｃｒの説明で述べた通り、軟化抵抗性の観点からＣｒ≦６．００が必要である。また、図１５～図１９によってＳＡ性と焼入れ性に及ぼすＣｒとＭｎの影響も明らかになった。以上の情報から規定されるＣｒとＭｎの範囲を図２０に示す。３本の実線に囲まれた三角形の領域が本発明の請求範囲である。Ｃｒ≦６．００は軟化抵抗によって、Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５５はＳＡ性によって、６．２５≦Ｍｎ＋Ｃｒは焼入れ性によって、それぞれ規定される。図１５～図２０で示した「ＣｒとＭｎの適正化」は「本発明の２つ目の特徴」である。「Ｃｒ、Ｍｎ＋Ｃｒ、Ｍｎ／Ｃｒ」というパラメータの導入により、(1)ＳＡ性・(3)焼入れ性・(5)軟化抵抗性が高く保たれるＭｎ量とＣｒ量の狭い範囲を見出した。元素の影響が相反する(1)ＳＡ性と(3)焼入れ性を両立し、元素の影響が相反する(3)焼入れ性と(5)軟化抵抗性も両立させた。
【0078】
Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４
本発明では、ＳＡ性・焼入れ性・軟化抵抗性をＣｒとＭｎのバランスで確保する。ＣｕとＮｉは焼入れ性を高める効果を有するが、焼鈍性を劣化させ、軟化抵抗への影響はあまり大きくなく、むしろ悪影響が目立つ。そこで、ＣｕとＮｉは焼入れ性や焼鈍性への影響が小さい範囲を上限として規定する。以下に、その内容を説明する。
合金元素が鋼の焼入れ性を高める効果の指標に「焼入れ性特性値」がある。この数字が大きいほど、焼入れ性を高める効果が高い。焼入れ性特性値は合金元素とその添加量ごとに決まっている。成分の異なる鋼の焼入れ性は、合金元素の種類と量に応じた焼入れ性特性値の加算値で評価する。
ここで、Ｍｎ０．１０％添加の焼入れ性特性値は０．１２５である．一方、Ｎｉ０．４２％添加の焼入れ性特性値は０．０６２、Ｃｕ０．４２％添加の焼入れ性特性値も０．０６２である。つまり、ＣｕとＮｉをそれぞれ０．４２％添加（合計０．８４％添加）した場合の焼入れ性特性値（加算値）は０．１２４であり、この値はＭｎ０．１０％添加の焼入れ性特性値である０．１２５とようやく同等である。すなわち、焼入れ性改善に対しては、Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４％は影響が小さい。高温強度の向上に対しても、Ｃｕ＋Ｎｉが０．８４％程度では影響が小さい。
一方で、Ｃｕ＋Ｎｉが０．８４％程度になると様々な不具合が顕在化する。具体的には、熱間加工時に割れやすくなる、ＳＡ性が劣化する、コストが増加する、などである。そこで、Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４％と規定した。焼入れ性を確保するＭｎ＋Ｃｒが６．２５％以上であることからも、Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４％が焼入れ性に大きく影響しないことは明らかである。熱間加工性やＳＡ性やコストの観点から、Ｃｕ＋Ｎｉは好ましくは０．６０％以下、さらに好ましくは０．３９％以下、である。
本発明では、ＳＡ性・焼入れ性・軟化抵抗性をＣｒとＭｎのバランスで確保する。ＣｕとＮｉは焼入れ性を高める効果を有するが、焼鈍性を劣化させ、軟化抵抗への影響はあまり大きくなく、むしろ悪影響が目立つ。そこで、ＣｕとＮｉは焼入れ性や焼鈍性への影響が小さい範囲を上限として規定する。以下に、その内容を説明する。
合金元素が鋼の焼入れ性を高める効果の指標に「焼入れ性特性値」がある。この数字が大きいほど、焼入れ性を高める効果が高い。焼入れ性特性値は合金元素とその添加量ごとに決まっている。成分の異なる鋼の焼入れ性は、合金元素の種類と量に応じた焼入れ性特性値の加算値で評価する。
ここで、Ｍｎ０．１０％添加の焼入れ性特性値は０．１２５である．一方、Ｎｉ０．４２％添加の焼入れ性特性値は０．０６２、Ｃｕ０．４２％添加の焼入れ性特性値も０．０６２である。つまり、ＣｕとＮｉをそれぞれ０．４２％添加（合計０．８４％添加）した場合の焼入れ性特性値（加算値）は０．１２４であり、この値はＭｎ０．１０％添加の焼入れ性特性値である０．１２５とようやく同等である。すなわち、焼入れ性改善に対しては、Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４％は影響が小さい。高温強度の向上に対しても、Ｃｕ＋Ｎｉが０．８４％程度では影響が小さい。
一方で、Ｃｕ＋Ｎｉが０．８４％程度になると様々な不具合が顕在化する。具体的には、熱間加工時に割れやすくなる、ＳＡ性が劣化する、コストが増加する、などである。そこで、Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４％と規定した。焼入れ性を確保するＭｎ＋Ｃｒが６．２５％以上であることからも、Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４％が焼入れ性に大きく影響しないことは明らかである。熱間加工性やＳＡ性やコストの観点から、Ｃｕ＋Ｎｉは好ましくは０．６０％以下、さらに好ましくは０．３９％以下、である。
【0079】
（Ｐ、Ｓ、Ｐ＋５Ｓについて）
Ｓｉ≦０．３５の鋼材は被削性があまり良くない。そこで、Ｐの適量添加によって母材をやや脆化させ、Ｓの適量添加によってＭｎＳをわずかに分散させることで、被削性の改善を図る。最も重要なことは、衝撃値の低下抑制である。
ＳＡ性や焼入れ性を評価した場合と同じ製法で製造した厚さ８０ｍｍ、幅８５ｍｍ、長さ２２００ｍｍの角棒から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの素材１０本を作製した。鋼材の主成分は０．３７Ｃ－０．１１Ｓｉ－０．７５Ｍｎ－０．０９Ｃｕ－０．０９Ｎｉ－５．７７Ｃｒ－２．３６Ｍｏ－０．６３Ｖ－０．０２３Ａｌ－０．０１９Ｎで、ＰとＳを系統的に変化させた。
上記の棒材に対して図１７と図１８の真空熱処理をおこない４５．５～４６．５ＨＲＣに調質した．その素材から試験片を作製して衝撃値を評価した。結果を図２１に示す（４６ＨＲＣ）。図中の△は２０Ｊ／ｃｍ2未満の低衝撃値の水準、●は２０Ｊ／ｃｍ2以上の高衝撃値の水準である。本発明の鋼はＸ＝２．０℃／ｍｉｎかつ大きな金型に相当する小さな焼入れ速度でも高い衝撃値を発揮する成分系であるが、ＰとＳの増加によって２０Ｊ／ｃｍ2以上を満たせなくなる。この理由は、Ｐの増加によって粒界に偏析するＰも増えることから脆化が顕在化し、Ｓの増加によって分散するＭｎＳも増え亀裂の発生や伝播が容易になるため、である。
図中の破線は●と△の境界に該当し、これを本発明の請求範囲とした。具体的には、０Ｐ≦０．０３０、Ｓ≦０．００６０、Ｐ＋５Ｓ≦０．０４０、である。なお、ダイカスト金型に理想的には必要とされる２５Ｊ／ｃｍ2以上を満たす条件は、Ｐ≦０．０２０、Ｓ≦０．００４０、Ｐ＋５Ｓ≦０．０３０、である。
Ｓｉ≦０．３５の鋼材は被削性があまり良くない。そこで、Ｐの適量添加によって母材をやや脆化させ、Ｓの適量添加によってＭｎＳをわずかに分散させることで、被削性の改善を図る。最も重要なことは、衝撃値の低下抑制である。
ＳＡ性や焼入れ性を評価した場合と同じ製法で製造した厚さ８０ｍｍ、幅８５ｍｍ、長さ２２００ｍｍの角棒から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの素材１０本を作製した。鋼材の主成分は０．３７Ｃ－０．１１Ｓｉ－０．７５Ｍｎ－０．０９Ｃｕ－０．０９Ｎｉ－５．７７Ｃｒ－２．３６Ｍｏ－０．６３Ｖ－０．０２３Ａｌ－０．０１９Ｎで、ＰとＳを系統的に変化させた。
上記の棒材に対して図１７と図１８の真空熱処理をおこない４５．５～４６．５ＨＲＣに調質した．その素材から試験片を作製して衝撃値を評価した。結果を図２１に示す（４６ＨＲＣ）。図中の△は２０Ｊ／ｃｍ2未満の低衝撃値の水準、●は２０Ｊ／ｃｍ2以上の高衝撃値の水準である。本発明の鋼はＸ＝２．０℃／ｍｉｎかつ大きな金型に相当する小さな焼入れ速度でも高い衝撃値を発揮する成分系であるが、ＰとＳの増加によって２０Ｊ／ｃｍ2以上を満たせなくなる。この理由は、Ｐの増加によって粒界に偏析するＰも増えることから脆化が顕在化し、Ｓの増加によって分散するＭｎＳも増え亀裂の発生や伝播が容易になるため、である。
図中の破線は●と△の境界に該当し、これを本発明の請求範囲とした。具体的には、０Ｐ≦０．０３０、Ｓ≦０．００６０、Ｐ＋５Ｓ≦０．０４０、である。なお、ダイカスト金型に理想的には必要とされる２５Ｊ／ｃｍ2以上を満たす条件は、Ｐ≦０．０２０、Ｓ≦０．００４０、Ｐ＋５Ｓ≦０．０３０、である。
【0080】
図２２は衝撃試験片の破面状態に及ぼすＰとＳの影響である。０．０１８Ｐ－０．００２１Ｓの破面は凹凸が目立ち、亀裂が方向を変えながら進展したことを示唆している。このため、衝撃値が高い。一方、０．０２７Ｐ－０．００５５Ｓの破面は平坦で、亀裂の伝播に対する抵抗が少なかったことを示唆している。このため、衝撃値が低い。
【0081】
０．００２≦Ｐ≦０．０３０
Ｐ＜０．００２の不具合は以下の通りである。純度の高い原材料を使用しなければならないため鋼材の製造コストが上昇する。
０．０３０＜Ｐの不具合は図２１で示した通りであるが、衝撃値だけでなく破壊靭性値や延性も低下する。また、諸特性の異方性が大きくなる。異方性とは、素材からの試験片の採取方向によって特性が異なる状態を意味する。好適な範囲は０．００２≦Ｐ≦０．０２５で、さらに好ましくは０．００３≦Ｐ≦０．０２０である。
Ｐ＜０．００２の不具合は以下の通りである。純度の高い原材料を使用しなければならないため鋼材の製造コストが上昇する。
０．０３０＜Ｐの不具合は図２１で示した通りであるが、衝撃値だけでなく破壊靭性値や延性も低下する。また、諸特性の異方性が大きくなる。異方性とは、素材からの試験片の採取方向によって特性が異なる状態を意味する。好適な範囲は０．００２≦Ｐ≦０．０２５で、さらに好ましくは０．００３≦Ｐ≦０．０２０である。
【0082】
０．０００３≦Ｓ≦０．００６０
Ｓ＜０．０００３の不具合は以下のとおりである。純度の高い原材料を使用しなければならないため鋼材の製造コストが上昇する。
０．００６０＜Ｓの不具合は図２１で示した通りであるが、衝撃値だけでなく破壊靭性値や延性も低下する。また、諸特性の異方性が大きくなる。好適な範囲は０．０００３≦Ｓ≦０．００５０で、さらに好ましくは０．０００４≦Ｓ≦０．００４０である。
Ｓ＜０．０００３の不具合は以下のとおりである。純度の高い原材料を使用しなければならないため鋼材の製造コストが上昇する。
０．００６０＜Ｓの不具合は図２１で示した通りであるが、衝撃値だけでなく破壊靭性値や延性も低下する。また、諸特性の異方性が大きくなる。好適な範囲は０．０００３≦Ｓ≦０．００５０で、さらに好ましくは０．０００４≦Ｓ≦０．００４０である。
【0083】
Ｐ＋５Ｓ≦０．０４０
好適な範囲はＰ＋５Ｓ≦０．０３５で、さらに好ましくはＰ＋５Ｓ≦０．０３０である。
好適な範囲はＰ＋５Ｓ≦０．０３５で、さらに好ましくはＰ＋５Ｓ≦０．０３０である。
【0084】
２．０３＜Ｍｏ＜２．４０
Ｍｏ≦２．０３の不具合は以下の通りである。軟化抵抗性と高温強度が不足し、耐ヒートチェック性が悪い。
２．４０≦Ｍｏの不具合は以下の通りである。被削性が低下する。特に、Ｓｉ量が少ない場合に被削性の低下が著しい。また、２．４０≦Ｍｏでは破壊靱性が低下する。この傾向はＳｉ量が多い場合に顕在化する。さらに、原材料としてのＭｏ化合物は高価であるため、Ｍｏの過度の増量は鋼材のコストを増大させる。好適な範囲は２．０５≦Ｍｏ≦２．３９で、さらに好ましくは２．０７≦Ｍｏ≦２．３８である。
Ｍｏ≦２．０３の不具合は以下の通りである。軟化抵抗性と高温強度が不足し、耐ヒートチェック性が悪い。
２．４０≦Ｍｏの不具合は以下の通りである。被削性が低下する。特に、Ｓｉ量が少ない場合に被削性の低下が著しい。また、２．４０≦Ｍｏでは破壊靱性が低下する。この傾向はＳｉ量が多い場合に顕在化する。さらに、原材料としてのＭｏ化合物は高価であるため、Ｍｏの過度の増量は鋼材のコストを増大させる。好適な範囲は２．０５≦Ｍｏ≦２．３９で、さらに好ましくは２．０７≦Ｍｏ≦２．３８である。
【0085】
０．００１≦Ａｌ≦０．０５０
本発明の鋼材では熱間加工後の冷却速度が小さくても高い衝撃値を得るため、０．７０％以下にＶを規定している。このため、焼入れ加熱時のピン止め粒子となるＶ系の炭化物や炭窒化物や窒化物の量がＳＫＤ６１よりも少ない。そこで、０．００１≦Ａｌ≦０．０５０の範囲でＡｌを含有させ、オーステナイト結晶粒の成長抑制にＡｌＮ粒子も併用する。
Ａｌ＜０．００１の不具合は以下の通りである。精錬時に酸素の低減が難しくなり、酸化物が増えて衝撃値が下がる。ピン止め粒子となるＡｌＮの量が不足し、焼入れ加熱時にオーステナイト結晶粒が粗大化して衝撃値や破壊靭性値や延性が低下する。
０．０５０＜Ａｌの不具合は以下の通りである。粗大なアルミナ粒子が増え、衝撃値や疲労強度が下がる。熱伝導率が低下し、耐ヒートチェック性が悪くなる。好適な範囲は０．００２≦Ａｌ≦０．０４５で、さらに好ましくは０．００３≦Ａｌ≦０．０４０である。なお、被削性改善のためにＣａを添加する場合、化合物の形態を適正化するうえでＡｌ量が非常に重要である。
本発明の鋼材では熱間加工後の冷却速度が小さくても高い衝撃値を得るため、０．７０％以下にＶを規定している。このため、焼入れ加熱時のピン止め粒子となるＶ系の炭化物や炭窒化物や窒化物の量がＳＫＤ６１よりも少ない。そこで、０．００１≦Ａｌ≦０．０５０の範囲でＡｌを含有させ、オーステナイト結晶粒の成長抑制にＡｌＮ粒子も併用する。
Ａｌ＜０．００１の不具合は以下の通りである。精錬時に酸素の低減が難しくなり、酸化物が増えて衝撃値が下がる。ピン止め粒子となるＡｌＮの量が不足し、焼入れ加熱時にオーステナイト結晶粒が粗大化して衝撃値や破壊靭性値や延性が低下する。
０．０５０＜Ａｌの不具合は以下の通りである。粗大なアルミナ粒子が増え、衝撃値や疲労強度が下がる。熱伝導率が低下し、耐ヒートチェック性が悪くなる。好適な範囲は０．００２≦Ａｌ≦０．０４５で、さらに好ましくは０．００３≦Ａｌ≦０．０４０である。なお、被削性改善のためにＣａを添加する場合、化合物の形態を適正化するうえでＡｌ量が非常に重要である。
【0086】
０．００３≦Ｎ≦０．０５０
焼入れ加熱時のオーステナイト相中にＡｌＮ粒子を分散させるため、Ａｌ量と併せてＮ量も規定する。
Ｎ＜０．００３の不具合は以下の通りである。ピン止め粒子となるＡｌＮの量が不足し、焼入れ加熱時にオーステナイト結晶粒が粗大化して衝撃値や破壊靭性値や延性が低下する。また、同じくピン止め粒子であるＶ系の炭窒化物や窒化物の量も不足する。
０．０５０＜Ｎの不具合は以下の通りである。通常の精錬で調整可能なＮ量を超えるため、専用の設備を用いてのＮの積極添加が必要となり素材コストが高くなる。また、粗大な晶出物が増加する。この傾向は、Ｃ量とＳｉ量とＶ量が多い場合に顕在化する。さらに、粗大なＡｌＮが過度に多くなり、衝撃値が低下する．好適な範囲は０．００４≦Ｎ≦０．０４５で、さらに好ましくは０．００５≦Ｎ≦０．０４０である。
焼入れ加熱時のオーステナイト相中にＡｌＮ粒子を分散させるため、Ａｌ量と併せてＮ量も規定する。
Ｎ＜０．００３の不具合は以下の通りである。ピン止め粒子となるＡｌＮの量が不足し、焼入れ加熱時にオーステナイト結晶粒が粗大化して衝撃値や破壊靭性値や延性が低下する。また、同じくピン止め粒子であるＶ系の炭窒化物や窒化物の量も不足する。
０．０５０＜Ｎの不具合は以下の通りである。通常の精錬で調整可能なＮ量を超えるため、専用の設備を用いてのＮの積極添加が必要となり素材コストが高くなる。また、粗大な晶出物が増加する。この傾向は、Ｃ量とＳｉ量とＶ量が多い場合に顕在化する。さらに、粗大なＡｌＮが過度に多くなり、衝撃値が低下する．好適な範囲は０．００４≦Ｎ≦０．０４５で、さらに好ましくは０．００５≦Ｎ≦０．０４０である。
【0087】
以上、本発明における鋼材の基本成分について説明したが、本発明では必要に応じて以下の元素を適宜含有させることができる。
【0088】
０．３０＜Ｗ≦２．００、０．３０＜Ｃｏ≦１．００
本発明の鋼材は市販の高性能鋼よりもＭｏとＶが低いため、用途によっては強度が不足する。そこで、高強度化のためにＷとＣｏの少なくとも１種を添加することが有効である。いずれの元素も、請求範囲を超えて添加すると素材コストの上昇、偏析の顕在化による機械的性質の劣化や異方性の増大を招く。
本発明の鋼材は市販の高性能鋼よりもＭｏとＶが低いため、用途によっては強度が不足する。そこで、高強度化のためにＷとＣｏの少なくとも１種を添加することが有効である。いずれの元素も、請求範囲を超えて添加すると素材コストの上昇、偏析の顕在化による機械的性質の劣化や異方性の増大を招く。
【0089】
０．０００２＜Ｂ≦０．００８０
Ｐの含有量が高い場合、粒界に偏析するＰが粒界強度を下げ、衝撃値は低くなる。粒界強度を改善するには、Ｂの添加が有効である。Ｂは鋼中で単独で（化合物を形成せず）存在しなければ粒界強度を改善する効果を発揮しない。ＢがＢＮを形成しては、Ｂ添加の意味がないのである。そこで、Ｎを含有する鋼にＢを添加する際には、ＮをＢ以外の元素と結合させる必要がある。具体的には、窒化物を形成しやすいＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂなどの元素とＮを結合させる。これらの元素量は不純物レベルでも効果があるが、不足であれば下記の量を添加する。なお、被削性改善のためにＢＮを分散させたい場合は、Ｎを窒化物形成元素と積極的に結合させる手段を採る必要はない。
Ｐの含有量が高い場合、粒界に偏析するＰが粒界強度を下げ、衝撃値は低くなる。粒界強度を改善するには、Ｂの添加が有効である。Ｂは鋼中で単独で（化合物を形成せず）存在しなければ粒界強度を改善する効果を発揮しない。ＢがＢＮを形成しては、Ｂ添加の意味がないのである。そこで、Ｎを含有する鋼にＢを添加する際には、ＮをＢ以外の元素と結合させる必要がある。具体的には、窒化物を形成しやすいＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂなどの元素とＮを結合させる。これらの元素量は不純物レベルでも効果があるが、不足であれば下記の量を添加する。なお、被削性改善のためにＢＮを分散させたい場合は、Ｎを窒化物形成元素と積極的に結合させる手段を採る必要はない。
【0090】
０．００４＜Ｎｂ≦０．１００、０．００４＜Ｔａ≦０．１００、０．００４＜Ｔｉ≦０．１００、０．００４＜Ｚｒ≦０．１０
熱間加工後の冷却速度が小さくても高い衝撃値を得るため、本発明の鋼材は０．７０％以下にＶを規定している．このため、焼入れ加熱時のピン止め粒子となるＶ系の炭化物や炭窒化物や窒化物の量がＳＫＤ６１よりも少ない。ＡｌＮもピン止め粒子として併用するが、それでも、高温かつ長時間の焼入れ加熱においてはオーステナイト結晶粒が過度に成長しやすい。そこで、炭化物あるいは窒化物あるいは炭窒化物を増量して粒成長を抑制する。具体的には、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒの少なくとも１種を添加する。いずれの元素も請求範囲を超えて添加すると、炭化物あるいは炭窒化物あるいは窒化物が粗大な状態で鋳造の凝固時に晶出し、それが均質化熱処理やＳＡや焼入れでも消失せず、衝撃値や疲労強度などを低下させる原因となる。また、素材コストの上昇を招く。
熱間加工後の冷却速度が小さくても高い衝撃値を得るため、本発明の鋼材は０．７０％以下にＶを規定している．このため、焼入れ加熱時のピン止め粒子となるＶ系の炭化物や炭窒化物や窒化物の量がＳＫＤ６１よりも少ない。ＡｌＮもピン止め粒子として併用するが、それでも、高温かつ長時間の焼入れ加熱においてはオーステナイト結晶粒が過度に成長しやすい。そこで、炭化物あるいは窒化物あるいは炭窒化物を増量して粒成長を抑制する。具体的には、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒの少なくとも１種を添加する。いずれの元素も請求範囲を超えて添加すると、炭化物あるいは炭窒化物あるいは窒化物が粗大な状態で鋳造の凝固時に晶出し、それが均質化熱処理やＳＡや焼入れでも消失せず、衝撃値や疲労強度などを低下させる原因となる。また、素材コストの上昇を招く。
【0091】
０．００３＜Ｓ≦０．２５０、０．０００５＜Ｃａ≦０．０５００、０．０３＜Ｓｅ≦０．５０、０．００５＜Ｔｅ≦０．１００、０．０１＜Ｂｉ≦０．５０、０．０３＜Ｐｂ≦０．５
本発明の鋼材はＳｉ量が多くない高Ｃｒ系のため、切削条件によっては被削性が十分でない場合がある。被削性の改善には、Ｓ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂの少なくとも１元素を添加することが有効である。請求範囲を超えて添加すると、熱間加工時に割れやすくなる、衝撃値や疲労強度などが低くなる、といった不具合がある。
本発明の鋼材はＳｉ量が多くない高Ｃｒ系のため、切削条件によっては被削性が十分でない場合がある。被削性の改善には、Ｓ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂの少なくとも１元素を添加することが有効である。請求範囲を超えて添加すると、熱間加工時に割れやすくなる、衝撃値や疲労強度などが低くなる、といった不具合がある。
【0092】
なお、本発明の鋼材において、上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
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。
Ｏ≦０．００５、Ｗ≦０．３０、Ｃｏ≦０．３０、Ｂ≦０．０００２、Ｎｂ≦０．００４、Ｔａ≦０．００４、Ｔｉ≦０．００４、Ｚｒ≦０．００４、Ｃａ≦０．０００５、Ｓｅ≦０．０３、Ｔｅ≦０．００５、Ｂｉ≦０．０１、Ｐｂ≦０．０３、Ｍｇ≦０．０２、などである。鋼材には偏析が不可避的に存在するが、上記の元素量は偏析部のような非常に狭い領域を分析（ＥＰＭＡなどで）した値ではなく、偏析の濃い部分・偏析の薄い部分・偏析が平均的な部分を含むある体積の鋼材を酸に溶解し化学的な分析手法によって導き出された「その鋼材の平均的な元素量」である。
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。
Ｏ≦０．００５、Ｗ≦０．３０、Ｃｏ≦０．３０、Ｂ≦０．０００２、Ｎｂ≦０．００４、Ｔａ≦０．００４、Ｔｉ≦０．００４、Ｚｒ≦０．００４、Ｃａ≦０．０００５、Ｓｅ≦０．０３、Ｔｅ≦０．００５、Ｂｉ≦０．０１、Ｐｂ≦０．０３、Ｍｇ≦０．０２、などである。鋼材には偏析が不可避的に存在するが、上記の元素量は偏析部のような非常に狭い領域を分析（ＥＰＭＡなどで）した値ではなく、偏析の濃い部分・偏析の薄い部分・偏析が平均的な部分を含むある体積の鋼材を酸に溶解し化学的な分析手法によって導き出された「その鋼材の平均的な元素量」である。
【0093】
（製造方法）
本発明の鋼材は、溶解－精錬－鋳造－均質化熱処理－熱間加工－焼ならし－焼戻し－球状化焼鈍の各工程を経て製造することができる。
本発明の鋼材は、溶解－精錬－鋳造－均質化熱処理－熱間加工－焼ならし－焼戻し－球状化焼鈍の各工程を経て製造することができる。
【0094】
溶解・精錬・鋳造では、所定の成分となるように配合された原料を溶解させ、溶湯を鋳型に鋳込んでインゴットを得る。
【0095】
均質化熱処理では、得られたインゴットの成分を均一化させる。均質化熱処理は、通常インゴットを１１５０～１３５０℃で１０～３０時間程度保持することにより行われる。
【0096】
熱間加工では、１１５０～１３５０℃で鍛造などの塑性加工を施しインゴットを所定の形状に成形する。所定形状への熱間加工が終了した後は急冷を避けてゆっくり冷却する。ここで厚さ２００ｍｍ以上、幅３００ｍｍ以上、長さ２０００ｍｍ以上の大きな鋼材を冷却する場合、「粗大なネットワーク状に分布する炭化物」を抑制する観点から、鋼材断面内で冷却速度が最も小さい部位における１０００℃から６００℃への冷却速度を２℃／ｍｉｎ以上とすることが望ましい。
なお鋼材を冷却する際の方法としては、空気や不活性ガスを強制的に鋼材に当てることによる冷却、２３０℃以下の液体に鋼材を浸漬することによる冷却、３００℃～６００℃の恒温槽中へ鋼材を装入することによる冷却、の何れかを用いることができる。またこれらの冷却方法を複合的に用いることも可能である。
なお鋼材を冷却する際の方法としては、空気や不活性ガスを強制的に鋼材に当てることによる冷却、２３０℃以下の液体に鋼材を浸漬することによる冷却、３００℃～６００℃の恒温槽中へ鋼材を装入することによる冷却、の何れかを用いることができる。またこれらの冷却方法を複合的に用いることも可能である。
【0097】
球状化焼鈍は、鋼材の硬さがビッカース硬さで２６０Ｈｖ以下なるように行うのが望ましい。球状化焼鈍は、先述のように、鋼材を炉内でＡｃ３点に対するマイナス１０℃～プラス５０℃の温度域に加熱して得た「オーステナイト相の中に炭化物が分散し、フェライト相が非常に少ないまたは皆無である組織」に対して、前述の徐冷法等を適用することにより行われる。
なお、熱間加工との球状化焼鈍と間に、結晶粒の微細化や素材の軟化等を目的とする焼ならしや焼戻しを適宜実施することも可能である。
なお、熱間加工との球状化焼鈍と間に、結晶粒の微細化や素材の軟化等を目的とする焼ならしや焼戻しを適宜実施することも可能である。
【0098】
そして本発明では、上記鋼材を用い、「荒加工（大まかな金型形状への機械加工）－焼入れ－焼戻し－仕上げの機械加工－表面改質」の順に行われるＨＴ工程を経て金型を製造することができる。
【0099】
荒加工は、軟化させた素材（鋼材）を所定の形状になるよう機械加工することにより行われる。
焼入れ・焼戻しは、荒加工された素材を所望の硬さにするために行う。焼入れ条件および焼戻し条件は、それぞれ、成分及び要求特性に応じて最適な条件を選択するのが望ましい。焼入れは、通常、１０００～１０５０℃で０．５～５時間保持した後、急冷することにより行われる。焼戻しは、通常５８０～６３０℃で１～１０時間保持することによって行われる。焼戻しは所定の硬さを得るために複数回実施することが可能である。
焼入れ・焼戻しは、荒加工された素材を所望の硬さにするために行う。焼入れ条件および焼戻し条件は、それぞれ、成分及び要求特性に応じて最適な条件を選択するのが望ましい。焼入れは、通常、１０００～１０５０℃で０．５～５時間保持した後、急冷することにより行われる。焼戻しは、通常５８０～６３０℃で１～１０時間保持することによって行われる。焼戻しは所定の硬さを得るために複数回実施することが可能である。
【0100】
仕上げの機械加工後の表面改質には２種類ある。１つ目は、窒化やＰＶＤなどによって、鋼材とは成分の異なる層や膜を形成させる処理である。２つ目は，ショットピーニングやスパークデポなどによって、残留応力を導入したり表面粗さを変えたり表面に凹凸をつける処理である。表面改質は省略することもある。
【実施例0101】
次に本発明の実施例を以下に説明する。ここでは、工業的な大きなサイズ（１０００ｋｇ以上）のインゴットではなく、試験サイズの小さなインゴットを用い鋼材特性を検証する。鋼材特性の検証においては、工業的な工程を模擬することによって、実用に供された場合の性能を正確に判断する。
対象は下記表１に示した実施例および比較例の計２９鋼種である。いずれも、分類としては５．０～６．５Ｃｒの熱間ダイス鋼である。
対象は下記表１に示した実施例および比較例の計２９鋼種である。いずれも、分類としては５．０～６．５Ｃｒの熱間ダイス鋼である。
【0102】
これらの鋼種をそれぞれ１５０ｋｇのインゴットに鋳込み、１２４０℃における２４Ｈｒの均質化熱処理後に熱間加工によって厚さ８０ｍｍ、幅８５ｍｍ、長さ２２００ｍｍの角棒を製造した。室温付近まで冷却した角棒に対し、Ａｃ３点＋２５℃への加熱後に６２０℃まで１５℃／Ｈで冷却するＳＡを施した。さらに、成分によっては図１のようなＳＡ不良を起こすことが予想されたため、Ａｃ１点未満の６８０℃で８Ｈ保持する焼鈍をＳＡ後に加え、試験片の機械加工が可能な硬さに軟化させた。
上記の角棒を用い「熱間加工を模擬した加熱後の冷却速度が小さい場合にも高衝撃値である」ことを確認した後に、同じく上記の角棒を用いて(1)ＳＡ性、(2)被削性、(3)焼入れ性（焼入れ速度が小さい場合の衝撃値）、(4)耐ヒートチェック性、(5)軟化抵抗性、を調査した。
上記の角棒を用い「熱間加工を模擬した加熱後の冷却速度が小さい場合にも高衝撃値である」ことを確認した後に、同じく上記の角棒を用いて(1)ＳＡ性、(2)被削性、(3)焼入れ性（焼入れ速度が小さい場合の衝撃値）、(4)耐ヒートチェック性、(5)軟化抵抗性、を調査した。
【0103】
【表1】
【0104】
＜熱間加工を模擬した加熱後の冷却速度が小さい場合の衝撃値の調査＞
上記の焼鈍された厚さ８０ｍｍ、幅８５ｍｍ、長さ２２００ｍｍの角棒から１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの素材１０本を作製し、図２３で示した工程で４５．５～４６．５ＨＲＣに調質した後、この棒材から試験片を作製して衝撃値を評価した。試験片形状や評価方法はこれまでに述べてきた内容と同じである。ＳＡ以前の工程は金型用ブロック材の製造を想定し、焼入れ以降はブロック材から製作した金型の調質を想定している。図２３は図４と思想の同じ実験であるが、２点の違いがある。
１点目の違いは、１２５０℃から１０００℃への冷却速度である。先述の通り、１０００℃を超える温度域の冷却速度は衝撃値に大きくは影響しないため、図２３では１２５０℃から１０００℃までを２℃／ｍｉｎで冷却し、以降の６００℃までの冷却速度Ｘを制御した。
２点目の違いは、ＳＡ前の焼ならしを省略したことである。
上記の焼鈍された厚さ８０ｍｍ、幅８５ｍｍ、長さ２２００ｍｍの角棒から１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの素材１０本を作製し、図２３で示した工程で４５．５～４６．５ＨＲＣに調質した後、この棒材から試験片を作製して衝撃値を評価した。試験片形状や評価方法はこれまでに述べてきた内容と同じである。ＳＡ以前の工程は金型用ブロック材の製造を想定し、焼入れ以降はブロック材から製作した金型の調質を想定している。図２３は図４と思想の同じ実験であるが、２点の違いがある。
１点目の違いは、１２５０℃から１０００℃への冷却速度である。先述の通り、１０００℃を超える温度域の冷却速度は衝撃値に大きくは影響しないため、図２３では１２５０℃から１０００℃までを２℃／ｍｉｎで冷却し、以降の６００℃までの冷却速度Ｘを制御した。
２点目の違いは、ＳＡ前の焼ならしを省略したことである。
【0105】
冷却速度Ｘは、１℃／ｍｉｎ、２℃／ｍｉｎ、３０℃／ｍｉｎの３水準とした。Ｘは工業的な熱間加工後に冷却されるブロック材の中心部を想定している。厚さ２００ｍｍ以上の大きなブロック材が割れを避けるためにゆっくり冷却された場合はＸ≦１．５℃／ｍｉｎ、厚さ２００ｍｍ以上の大きなブロック材が割れを避けながら早く冷却された場合が２℃／ｍｉｎ≦Ｘ、小さなブロック材が水冷など冷却強度の非常に強い方法で冷却された場合が３０℃／ｍｉｎ≦Ｘ、である。大きなブロック材を想定した今回の検証では、小さなブロック材のＸ＝３０℃／ｍｉｎに近い高衝撃値をＸ＝２℃／ｍｉｎでも得ることが必達であり、併せて、一般的なＸ＝１℃／ｍｉｎでの衝撃値も確認する。
【0106】
結果を表２に示す．判定は、３０Ｊ／ｃｍ2≦衝撃値が「Ｓ」、２５Ｊ／ｃｍ2≦衝撃値＜３０Ｊ／ｃｍ2が「Ａ」、２０Ｊ／ｃｍ2≦衝撃値＜２５Ｊ／ｃｍ2が「Ｂ」、衝撃値＜２０Ｊ／ｃｍ2が「Ｃ」、である。Ｃ判定は、ダイカスト金型に必要な２０Ｊ／ｃｍ2を満たさない非常に悪い水準である。ＡとＳは、ダイカスト金型に理想的には必要とされる２５Ｊ／ｃｍ2以上を満たす水準である。
Ｘ≦２℃／ｍｉｎにおいてＳとＡの判定であれば、後述の焼入れ性を議論することに意味のある鋼材、と判断できる。今回の検証は、焼入れ性が問題にならない条件（小さな試験片を大きな冷却速度で焼入れる）である．具体的には、図２３における１０３０℃焼入れの「急冷」とは、衝撃値に大きな影響を及ぼす４５０℃から２５０℃への冷却速度が３０℃／ｍｉｎと大きい（冷却されにくい大きなダイカスト金型だと１．２～１０℃／ｍｉｎ）ことを意味する。したがって、急冷の検証で高い衝撃値を得られなければ、いくらＭｎ＋Ｃｒの値が大きくても、大きなブロック材から製造された大きな金型（焼入れ速度が小さい）の衝撃値は高くならず、焼入れ性を議論する意味がないからである。
Ｘ≦２℃／ｍｉｎにおいてＳとＡの判定であれば、後述の焼入れ性を議論することに意味のある鋼材、と判断できる。今回の検証は、焼入れ性が問題にならない条件（小さな試験片を大きな冷却速度で焼入れる）である．具体的には、図２３における１０３０℃焼入れの「急冷」とは、衝撃値に大きな影響を及ぼす４５０℃から２５０℃への冷却速度が３０℃／ｍｉｎと大きい（冷却されにくい大きなダイカスト金型だと１．２～１０℃／ｍｉｎ）ことを意味する。したがって、急冷の検証で高い衝撃値を得られなければ、いくらＭｎ＋Ｃｒの値が大きくても、大きなブロック材から製造された大きな金型（焼入れ速度が小さい）の衝撃値は高くならず、焼入れ性を議論する意味がないからである。
【0107】
【表2】
【0108】
表２で示すように、実施例はいずれのＸにおいてもＳあるいはＡであり、低Ｓｉかつ低Ｖによる効果が狙い通りに得られていた。実施例０９がＸ＝１℃／ｍｉｎでＡ判定になった理由は、ＣとＳｉが多いためにＸ＝１℃／ｍｉｎの緩冷で粒界に析出する炭化物が他の実施例よりも多いためである。ただし、Ｘ＝２℃／ｍｉｎではＳ判定となることから、工業的な工程に当てはめて考えれば、熱間加工後のブロック材の割れを避けながら２℃／ｍｉｎ以上で冷却すれば、衝撃値を高位安定化できる、と言える。
【0109】
実施例１９がＡ判定の理由は、被削性を向上させるためのＣａ添加によって介在物の形態が変化したためである。それでもＸによらず安定してＡ判定である。他の実施例は、Ｘ＝１℃／ｍｉｎでも高い衝撃値を示す。工業的な工程に当てはめて考えれば、熱間加工後のブロック材に割れ回避の緩冷を適用しても高い衝撃値が得られる、と言える。すなわち、冷却強度の高い冷却方法の適用によって、割れや過大な熱変形の発生するリスクを負うことなく、従来のゆっくりした冷却でも高い衝撃値が得られる。また、同じＳ判定でもＸの大きい方が衝撃値も高かった。したがって、熱間加工後のブロック材の割れを避けながら２℃／ｍｉｎ以上で冷却する方法を確立すれば、低Ｓｉかつ低Ｖによる衝撃値の高位安定化の効果を更に高めることができる。
【0110】
比較例については、比較例０５と比較例０８も実施例と同様にＳあるいはＡである。これらの鋼種も低Ｓｉかつ低Ｖであるためである。比較例０８はＣとＶが多いためにＸ＝１℃／ｍｉｎの緩冷で粒界に析出する炭化物が他の実施例よりも多いためである。一方で、低Ｓｉかつ低Ｖでも、Ａｌ量が多い比較例０９は衝撃値が低い。この理由は、酸素の含有量も高かったことから粗大なアルミナとそのクラスターが増え、亀裂の発生や伝播が加速されたためである。他の比較例は、ＳｉかＶのいずれかが多いため、特にＸ＝１℃／ｍｉｎでの衝撃値が低い。比較０７はＭｏが過度に多いため衝撃値が低めである。Ｘ＝２℃／ｍｉｎの判定がＢやＣの鋼もあり、熱間加工後のブロック材の割れを避けながら２℃／ｍｉｎ以上で冷却する方法を確立できたとしても、高い衝撃値は得られないことが分かる。工業的な工程に当てはめて考えれば、比較例０５と比較例０８以外の比較例は、小さなブロック材では高衝撃値を得られるが、大きなブロック材では高衝撃値を得られない、と言える。
【0111】
尚、衝撃値を調査した試験片については、衝撃試験後に研磨及び腐食を行い、光学顕微鏡や電子顕微鏡やＥＰＭＡなどで観察あるいは分析し、オーステナイト結晶粒界に析出する炭化物についての調査を併せて行った。
図２７（Ａ）～（Ｃ）に観察された炭化物（炭窒化物も含む）を示している。図２７（Ａ）は、「比較例０１のＸ＝１℃／ｍｉｎ」で衝撃値が１３Ｊ／ｃｍ2であった試験片である。同図において左の図は分析視野の状態、右の図はＣ濃度に応じて濃淡（実際はカラーである）を付けた状態を示している。図２７（Ａ）は本発明が回避を目指す悪い組織で、０．６μｍ以上の大きな炭化物が連なっているのが認められる。
図２７（Ｂ）は、「比較例０１のＸ＝２℃／ｍｉｎ」で衝撃値が１７Ｊ／ｃｍ2であった試験片である。比較例０１はＳｉとＶが多い鋼種であるため、冷却速度Ｘを大きくしても、０．６μｍ以上の炭化物の連なりは解消されていない。
一方、図２７（Ｃ）は、「実施例０１のＸ＝２℃／ｍｉｎ」で衝撃値が４５Ｊ／ｃｍ2であった試験片である。炭化物の連なりは不明瞭ながら認められるが、炭化物のサイズは０．６μｍ未満である。
調査の結果、表２の衝撃値についての判定結果が「Ｓ」または「Ａ」であった試験片においては、最大長さが０．３μｍを超える炭化物について観察したとき５０μｍ以下の間隔で断続的に連なる炭化物の最大長さが０．３μｍを超え且つ０．６μｍ未満であるか、若しくは、最大長さ０．６μｍ以上の炭化物が５０μｍ以下の間隔で断続的に連なった領域が３００μｍ未満であった。一方、判定結果が「Ｓ」または「Ａ」以外の試験片については、３００μｍ以上の長さにわたって前記炭化物が断続的に連なった領域が認められた。
図２７（Ａ）～（Ｃ）に観察された炭化物（炭窒化物も含む）を示している。図２７（Ａ）は、「比較例０１のＸ＝１℃／ｍｉｎ」で衝撃値が１３Ｊ／ｃｍ2であった試験片である。同図において左の図は分析視野の状態、右の図はＣ濃度に応じて濃淡（実際はカラーである）を付けた状態を示している。図２７（Ａ）は本発明が回避を目指す悪い組織で、０．６μｍ以上の大きな炭化物が連なっているのが認められる。
図２７（Ｂ）は、「比較例０１のＸ＝２℃／ｍｉｎ」で衝撃値が１７Ｊ／ｃｍ2であった試験片である。比較例０１はＳｉとＶが多い鋼種であるため、冷却速度Ｘを大きくしても、０．６μｍ以上の炭化物の連なりは解消されていない。
一方、図２７（Ｃ）は、「実施例０１のＸ＝２℃／ｍｉｎ」で衝撃値が４５Ｊ／ｃｍ2であった試験片である。炭化物の連なりは不明瞭ながら認められるが、炭化物のサイズは０．６μｍ未満である。
調査の結果、表２の衝撃値についての判定結果が「Ｓ」または「Ａ」であった試験片においては、最大長さが０．３μｍを超える炭化物について観察したとき５０μｍ以下の間隔で断続的に連なる炭化物の最大長さが０．３μｍを超え且つ０．６μｍ未満であるか、若しくは、最大長さ０．６μｍ以上の炭化物が５０μｍ以下の間隔で断続的に連なった領域が３００μｍ未満であった。一方、判定結果が「Ｓ」または「Ａ」以外の試験片については、３００μｍ以上の長さにわたって前記炭化物が断続的に連なった領域が認められた。
【0112】
以上より、熱間加工を模擬した１２５０℃加熱後の冷却速度が２℃／ｍｉｎ以下でも、実施例は高い衝撃値を有することが判明した。そこで以下では、(1)ＳＡ性、(2)被削性、(3)焼入れ性（焼入れ速度が小さい場合の衝撃値）、(4)耐ヒートチェック性、(5)軟化抵抗性、を評価する。
【0113】
＜ＳＡ性の評価＞
上記の焼鈍された厚さ８０ｍｍ、幅８５ｍｍ、長さ２２００ｍｍの角棒から作製した１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの試験片に対し、図２４の真空熱処理をおこなってＳＡ性を評価した。図２４は図１５と思想の同じ（Ａｃ３点の事前把握、ＳＡ前の焼ならし省略の考え方、など）実験であり、ＳＡの冷却速度として１５℃／Ｈと３０℃／Ｈの２水準を設定した。工業的には、工程時間を短くするためにＳＡの冷却速度は大きくしたい。そこで、ＳＡの冷却速度の影響も検証することにした。
上記の焼鈍された厚さ８０ｍｍ、幅８５ｍｍ、長さ２２００ｍｍの角棒から作製した１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの試験片に対し、図２４の真空熱処理をおこなってＳＡ性を評価した。図２４は図１５と思想の同じ（Ａｃ３点の事前把握、ＳＡ前の焼ならし省略の考え方、など）実験であり、ＳＡの冷却速度として１５℃／Ｈと３０℃／Ｈの２水準を設定した。工業的には、工程時間を短くするためにＳＡの冷却速度は大きくしたい。そこで、ＳＡの冷却速度の影響も検証することにした。
【0114】
ＳＡ後の試験片の切断面を先ず目視で観察し、次に試験片を研磨して硬さを測定した。更に腐食して顕微鏡で組織を観察し、組織と硬さの観点からＳＡ性を評価した。
結果を表３に示す。判定は、試験片の全面に図１のような硬い部分がなくＨＲＢ硬さは１００以下の軟らかい状態が「Ｓ」である。「Ｃ」判定は、図１のような硬い部分（ベイナイトやマルテンサイト）が存在し、ベイナイトやマルテンサイトを含む領域に硬さ測定の打痕が当たることによって、ＨＲＢ硬さが１００を超える測定点が発生する場合である。Ｃ判定は図１のようなＳＡ不良であり、工業的にはこれを絶対に避けなければならない。ＳＡ後は適正な組織か不良な組織か、のいずれかなので判定もＳかＣかの２択になる。
結果を表３に示す。判定は、試験片の全面に図１のような硬い部分がなくＨＲＢ硬さは１００以下の軟らかい状態が「Ｓ」である。「Ｃ」判定は、図１のような硬い部分（ベイナイトやマルテンサイト）が存在し、ベイナイトやマルテンサイトを含む領域に硬さ測定の打痕が当たることによって、ＨＲＢ硬さが１００を超える測定点が発生する場合である。Ｃ判定は図１のようなＳＡ不良であり、工業的にはこれを絶対に避けなければならない。ＳＡ後は適正な組織か不良な組織か、のいずれかなので判定もＳかＣかの２択になる。
【0115】
【表3】
【0116】
いずれの冷却速度においても実施例はＭｎ／Ｃｒ≦０．１５５かつＣｕ＋Ｎｉ≦０．８４であることからＳ判定となった。実施例は優れたＳＡ性を有することが確認できた。Ｍｎ／Ｃｒの小さな鋼では、工程時間を短くするためにＳＡの冷却速度を３０℃／Ｈを超えて更に大きくしても１００ＨＲＢ以下に軟化することが期待できる。
比較例については、実施例と同様に冷却速度によらずＳ判定なのは、比較例０１と比較例０２と比較例０４と比較例０６と比較例０８である。これらの鋼種はＭｎ／Ｃｒ≦０．１２５である。比較例０３はＭｎ／Ｃｒが０．１２９と小さいもののＣｕ＋Ｎｉが１．１２と大きいため、いずれの冷却速度でもＣ判定である。一方、Ｎｉ＋Ｃｕ＝０．７４の比較例０７、Ｍｎ／Ｃｒ＝０．１５４の比較例０９、の２鋼種は、一般的な冷却速度である１５℃／ＨではＳ判定だが３０℃／ＨではＣ判定であり、工程時間を短くするためにＳＡの冷却速度を大きくする、というニーズには応えられないことが分かる。ただし、一般的な１５℃／Ｈである限り図１のようなＳＡ不良を起こすことはない。
比較例については、実施例と同様に冷却速度によらずＳ判定なのは、比較例０１と比較例０２と比較例０４と比較例０６と比較例０８である。これらの鋼種はＭｎ／Ｃｒ≦０．１２５である。比較例０３はＭｎ／Ｃｒが０．１２９と小さいもののＣｕ＋Ｎｉが１．１２と大きいため、いずれの冷却速度でもＣ判定である。一方、Ｎｉ＋Ｃｕ＝０．７４の比較例０７、Ｍｎ／Ｃｒ＝０．１５４の比較例０９、の２鋼種は、一般的な冷却速度である１５℃／ＨではＳ判定だが３０℃／ＨではＣ判定であり、工程時間を短くするためにＳＡの冷却速度を大きくする、というニーズには応えられないことが分かる。ただし、一般的な１５℃／Ｈである限り図１のようなＳＡ不良を起こすことはない。
【0117】
上記の結果を工業的なＳＡ工程に当てはめると、以下の通りである。１０００ｋｇ以上の大きなインゴットから製造された大きなブロック材を炉内でＡｃ３点を超える適正な温度に加熱して保持し、そこから３０℃／Ｈ以下の速度で冷却して６２０℃になった時点でブロック材を炉から取り出す、という条件に該当する。このような実生産を模擬したＳＡ工程において、実施例は１００ＨＲＢ以下に軟化した。したがって、大きな金型用ブロック材の実生産においても実施例の鋼はＳＡ性が良い、と判断される。
【0118】
＜被削性の評価＞
上記の焼鈍された厚さ８０ｍｍ、幅８５ｍｍ、長さ２２００ｍｍの角棒から５０ｍｍ×５５ｍｍ×２００ｍｍの素材を作製した。この素材のエンドミル被削性を、切削速度４００ｍ／ｍｉｎで切削距離３０ｍに達した時点での切削工具の摩耗量で判定した。結果を表４に示す。
判定は、摩耗量≦０．１５ｍｍが「Ｓ」、０．１５ｍｍ＜摩耗量≦０．３０ｍｍが「Ａ」、０．３０ｍｍ＜摩耗量≦０．５０ｍｍが「Ｂ」、０．５０ｍｍ＜摩耗量が「Ｃ」、である。Ｃ判定は、摩耗量が大きいと同時に切削工具の欠けが発生している場合も多く、ダイカスト金型の機械加工に必要な被削性を満たさない非常に悪い水準である。Ｂ判定も良くはないが、実用に耐える被削性は有し、ダイカスト金型の機械加工は工業的に可能である（ただし、加工効率は下げる必要がある）。ＡとＳの判定は被削性が良い状態で、特にＳ判定では機械加工でトラブル問題を起こしにくい非常に好ましい状態である。
上記の焼鈍された厚さ８０ｍｍ、幅８５ｍｍ、長さ２２００ｍｍの角棒から５０ｍｍ×５５ｍｍ×２００ｍｍの素材を作製した。この素材のエンドミル被削性を、切削速度４００ｍ／ｍｉｎで切削距離３０ｍに達した時点での切削工具の摩耗量で判定した。結果を表４に示す。
判定は、摩耗量≦０．１５ｍｍが「Ｓ」、０．１５ｍｍ＜摩耗量≦０．３０ｍｍが「Ａ」、０．３０ｍｍ＜摩耗量≦０．５０ｍｍが「Ｂ」、０．５０ｍｍ＜摩耗量が「Ｃ」、である。Ｃ判定は、摩耗量が大きいと同時に切削工具の欠けが発生している場合も多く、ダイカスト金型の機械加工に必要な被削性を満たさない非常に悪い水準である。Ｂ判定も良くはないが、実用に耐える被削性は有し、ダイカスト金型の機械加工は工業的に可能である（ただし、加工効率は下げる必要がある）。ＡとＳの判定は被削性が良い状態で、特にＳ判定では機械加工でトラブル問題を起こしにくい非常に好ましい状態である。
【0119】
【表4】
【0120】
実施例は実施例１９と実施例２０の他はＢ判定である。０．００４Ｓｉの実施例０８はＣ判定になる恐れもあったが、Ｐ＋５Ｓ＝０．０３１とすることでＢ判定の被削性を確保した。Ｓｉ量を０．０１まで増加した実施例０５は、Ｐ＋５Ｓは実施例０８より低い０．０２３だがＢ判定である．快削元素を添加した実施例１９と実施例２０はＡ判定である。実施例は低Ｓｉ系のため被削性は決して良くないが、実用に耐える被削性を有することが確認できた。
比較例は０．０１ＳｉかつＰ＋５Ｓ＝０．００２の比較例０５がＣ判定である。ＳｉとＰ＋５Ｓが共に低いため被削性が悪い。Ｓｉが０．４～０．５程度の比較例０２と比較例０３と比較例０７はＡ判定である。さらにＳｉ量の多い比較例０１（ＳＫＤ６１）はＳ判定であり、ＳＫＤ６１の被削性は非常に良いという産業界の評価と一致した．他の比較例はＳｉ量が実施例と同等であるため、判定も実施例と同じＢである。
比較例は０．０１ＳｉかつＰ＋５Ｓ＝０．００２の比較例０５がＣ判定である。ＳｉとＰ＋５Ｓが共に低いため被削性が悪い。Ｓｉが０．４～０．５程度の比較例０２と比較例０３と比較例０７はＡ判定である。さらにＳｉ量の多い比較例０１（ＳＫＤ６１）はＳ判定であり、ＳＫＤ６１の被削性は非常に良いという産業界の評価と一致した．他の比較例はＳｉ量が実施例と同等であるため、判定も実施例と同じＢである。
【0121】
上記の結果を工業的なＳＡ工程に当てはめると、以下の通りである。１０００ｋｇ以上の大きなインゴットから製造された大きなブロック材を焼鈍で軟化させ、それから機械加工でダイカスト金型を荒加工する工程に該当する。このような実生産を模擬した工程において、実施例は実用に耐える被削性を示した。したがって、大きなブロック材からの機械加工による金型の加工においても、実施例の鋼材を加工する切削工具の摩耗が著しく加速されることはなく、実施例鋼の機械加工は工業的に成立する、と判断される。
【0122】
＜焼入れ性（焼入れ速度が小さい場合の衝撃値）の評価＞
上記の焼鈍された厚さ８０ｍｍ、幅８５ｍｍ、長さ２２００ｍｍの角棒から１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの素材１０本を作製し、図２５と図２６の真空熱処理をおこない４５．５～４６．５ＨＲＣに調質した。ＳＡ以前の工程は金型用ブロック材の製造を想定し、焼入れ以降はブロック材から製作した金型の調質を想定している。１２５０℃加熱後の６００℃までの冷速２℃／ｍｉｎは、厚さ２００ｍｍ以上の大きなブロック材を割れや過大な熱変形が発生しない条件で速く冷却した場合に該当する。
図２５および図２６は図１７および図１８と思想（１２５０℃から１０００℃への冷却速度が炭化物の粒界析出に及ぼす影響、ＳＡ前の焼ならし省略の考え方、など）の同じ実験であるが１点の違いがある。それは、図２６（ｂ）に示した通り急冷材も評価することである。急冷とは、衝撃値に大きな影響を及ぼす４５０℃から２５０℃への冷却速度が３０℃／ｍｉｎと大きく理想的であることを意味する。４５０℃から２５０℃への冷却速度は、冷却されにくい大きなダイカスト金型だと１．２～１０℃／ｍｉｎであり、これを最悪条件として模擬したのが図２６（ａ）である。
上記の焼鈍された厚さ８０ｍｍ、幅８５ｍｍ、長さ２２００ｍｍの角棒から１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの素材１０本を作製し、図２５と図２６の真空熱処理をおこない４５．５～４６．５ＨＲＣに調質した。ＳＡ以前の工程は金型用ブロック材の製造を想定し、焼入れ以降はブロック材から製作した金型の調質を想定している。１２５０℃加熱後の６００℃までの冷速２℃／ｍｉｎは、厚さ２００ｍｍ以上の大きなブロック材を割れや過大な熱変形が発生しない条件で速く冷却した場合に該当する。
図２５および図２６は図１７および図１８と思想（１２５０℃から１０００℃への冷却速度が炭化物の粒界析出に及ぼす影響、ＳＡ前の焼ならし省略の考え方、など）の同じ実験であるが１点の違いがある。それは、図２６（ｂ）に示した通り急冷材も評価することである。急冷とは、衝撃値に大きな影響を及ぼす４５０℃から２５０℃への冷却速度が３０℃／ｍｉｎと大きく理想的であることを意味する。４５０℃から２５０℃への冷却速度は、冷却されにくい大きなダイカスト金型だと１．２～１０℃／ｍｉｎであり、これを最悪条件として模擬したのが図２６（ａ）である。
【0123】
図２５と図２６の工程で４５．５～４６．５ＨＲＣに調質された素材から試験片を作製して衝撃値を評価した。結果を表５に示す．判定は、３０Ｊ／ｃｍ2≦衝撃値が「Ｓ」、２５Ｊ／ｃｍ2≦衝撃値＜３０Ｊ／ｃｍ2が「Ａ」、２０Ｊ／ｃｍ2≦衝撃値＜２５Ｊ／ｃｍ2が「Ｂ」、衝撃値＜２０Ｊ／ｃｍ2が「Ｃ」、である。Ｃ判定は、ダイカスト金型に必要な２０Ｊ／ｃｍ2を満たさない非常に悪い水準である。ＡとＳは、ダイカスト金型に理想的には必要とされる２５Ｊ／ｃｍ2以上を満たす水準である。緩冷材が急冷材と同等の高い衝撃値であれば、その鋼は焼入れ性が高いと言える。
【0124】
【表5】
【0125】
いずれの実施例も、緩冷材（１．２℃／ｍｉｎ）が急冷材（３０℃／ｍｉｎ）と同じＳあるいはＡの判定で焼入れ性の高いことが分かる。Ａ判定は実施例０９と実施例１９の２鋼種のみで、他はＳ判定である．実施例０９はＣとＳｉが高いため、熱間加工を模擬した１２５０℃加熱後の２℃／ｍｉｎの冷却中における炭化物の粒界析出の量が他の実施例よりは多くなり、衝撃値がやや低下してＡ判定となった．実施例１９はＳｉとＶが少なく、かつＭｎ＋Ｃｒが６．４０と多いものの、被削性を向上させるためのＣａ添加によって介在物の形態が変化し、それが衝撃値に悪影響を及ぼしＡ判定となった。
【0126】
比較例のうち、実施例と同様にＳあるいはＡの判定となったのは比較例０５と比較例０８である．これらはＳｉとＶの量が実施例と同等に低いことから、熱間加工を模擬した１２５０℃加熱後の２℃／ｍｉｎの冷却中における炭化物の粒界析出の量が少なく、Ｍｎ＋Ｃｒが６．６０以上と大きいためである。一方、ＳｉとＶの量が比較例０８と同等の比較例０９は、Ａｌが多いために粗大なアルミナやそのクラスターも多くなり、亀裂の発生や伝播を加速するために衝撃値が低い。ＳｉとＶを少なくし、Ｍｎ＋Ｃｒを大きくしても、他の元素の種類と量が適正でないと緩冷材の衝撃値を高くできないことが分かる。ＳＫＤ６１である比較例０１は、ＳｉとＶが多いだけでなくＭｎ＋Ｃｒも小さいため、炭化物の粒界析出と焼入れ性の２つの問題から非常に衝撃値が低い。この結果は図５とも一致する。上記の試験工程を工業的な工程に当てはめると、以下の通りである。１０００ｋｇ以上の大きなインゴットから熱間加工で製造された大きなブロック材を冷却する際に、ブロック材中心部の１０００℃から６００℃への冷却速度を２℃／ｍｉｎ以上とし、このブロック材を焼鈍で軟化させ、それから機械加工で大きなダイカスト金型を作製し、焼入れにおいては４５０℃から２５０℃への冷却速度を１．２℃／ｍｉｎ以上とし、焼戻しで４６ＨＲＣに調質した場合に該当する。このような実生産を模擬した工程において、実施例は２５Ｊ／ｃｍ2以上の高い衝撃値を示した。したがって、実施例の鋼材からなる実際の大きなダイカスト金型においても高い衝撃値が得られる、と判断される。
【0127】
＜耐ヒートチェック性の評価＞
上記の焼鈍された厚さ８０ｍｍ、幅８５ｍｍ、長さ２２００ｍｍの角棒から直径７３ｍｍ×５１ｍｍの素材２個を作製し、図２５と図２６の真空熱処理をおこない４５．５～４６．５ＨＲＣに調質した．この素材から直径７２ｍｍ×５０ｍｍの試験片（片側の端面はＣ５の面取り）を作製して耐ヒートチェック性を評価した。面取り側の端面を高周波で５７５～５８５℃に加熱後、噴射水で４０～１００℃に冷却し、放冷中の復熱で１２０～１８０℃になった時点で再び高周波加熱に移る、という熱サイクルを２５０００回繰り返した。到達温度に幅があるのは、鋼材の熱伝導率が異なるためである。この熱サイクル試験では、実際のダイカスト金型でも熱伝導率による到達温度の違いが発生することを模擬している。２５０００サイクル後は試験片の加熱冷却面を５か所（面の中央部、中央と端の中間点を円周方向に９０°間隔で４か所）切り出し、亀裂の深さを評価し、亀裂の最大長で耐ヒートチェック性を判断した。
結果を表６に示す。判定は、亀裂の最大長＜１．５ｍｍが「Ｓ」、１．５ｍｍ≦亀裂の最大長＜２．５ｍｍが「Ａ」、２．５ｍｍ≦亀裂の最大長＜３．５ｍｍが「Ｂ」、３．５ｍｍ＜亀裂の最大長が「Ｃ」、である。Ｃ判定は、実際のダイカスト金型であれば大割れに至る危険性の高い非常に悪い水準である．
上記の焼鈍された厚さ８０ｍｍ、幅８５ｍｍ、長さ２２００ｍｍの角棒から直径７３ｍｍ×５１ｍｍの素材２個を作製し、図２５と図２６の真空熱処理をおこない４５．５～４６．５ＨＲＣに調質した．この素材から直径７２ｍｍ×５０ｍｍの試験片（片側の端面はＣ５の面取り）を作製して耐ヒートチェック性を評価した。面取り側の端面を高周波で５７５～５８５℃に加熱後、噴射水で４０～１００℃に冷却し、放冷中の復熱で１２０～１８０℃になった時点で再び高周波加熱に移る、という熱サイクルを２５０００回繰り返した。到達温度に幅があるのは、鋼材の熱伝導率が異なるためである。この熱サイクル試験では、実際のダイカスト金型でも熱伝導率による到達温度の違いが発生することを模擬している。２５０００サイクル後は試験片の加熱冷却面を５か所（面の中央部、中央と端の中間点を円周方向に９０°間隔で４か所）切り出し、亀裂の深さを評価し、亀裂の最大長で耐ヒートチェック性を判断した。
結果を表６に示す。判定は、亀裂の最大長＜１．５ｍｍが「Ｓ」、１．５ｍｍ≦亀裂の最大長＜２．５ｍｍが「Ａ」、２．５ｍｍ≦亀裂の最大長＜３．５ｍｍが「Ｂ」、３．５ｍｍ＜亀裂の最大長が「Ｃ」、である。Ｃ判定は、実際のダイカスト金型であれば大割れに至る危険性の高い非常に悪い水準である．
【0128】
【表6】
【0129】
いずれの実施例もＳあるいはＡの判定で、亀裂が浅く好ましい状態である。制御焼入れの速度が１．２℃／ｍｉｎと小さい場合にも３０℃／ｍｉｎの急冷と同じ性能を発揮しており、焼入れ性の高さが耐ヒートチェック性の高さにも寄与していることが分かる。また、Ｓｉ≦０．１５の実施例がＳ判定であり、耐ヒートチェック性へのＳｉの影響が大きいことも分かる。
比較例でＳ判定なのは比較例０５と比較例０８と比較例０９であり、これら３鋼種は実施例と同様に焼入れ性が高く（Ｍｎ＋Ｃｒ≦６．２５）、かつＳｉ≦０．１５である。焼入れ性の悪い鋼は、制御焼入れの速度が１．２℃／ｍｉｎと小さい場合の耐ヒートチェック性が３０℃／ｍｉｎの急冷よりも悪くなる。
比較例でＳ判定なのは比較例０５と比較例０８と比較例０９であり、これら３鋼種は実施例と同様に焼入れ性が高く（Ｍｎ＋Ｃｒ≦６．２５）、かつＳｉ≦０．１５である。焼入れ性の悪い鋼は、制御焼入れの速度が１．２℃／ｍｉｎと小さい場合の耐ヒートチェック性が３０℃／ｍｉｎの急冷よりも悪くなる。
【0130】
＜軟化抵抗性の評価＞
上記の焼鈍された厚さ８０ｍｍ、幅８５ｍｍ、長さ２２００ｍｍの角棒から１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの素材２個を作製し、図２５と図２６の真空熱処理をおこない４５．５～４６．５ＨＲＣに調質した。この素材を真空中で５８０℃に加熱し２４Ｈ保持後に室温まで冷却しての硬さを測定した。この５８０℃加熱後の硬さ低下が小さいほど、軟化抵抗性が高く好ましい。
結果を表７に示す。判定は、硬さ低下＜２．５ＨＲＣが「Ｓ」、２．５ＨＲＣ≦硬さ低下＜３．２ＨＲＣが「Ａ」、３．２ＨＲＣ≦硬さ低下＜４．０ＨＲＣが「Ｂ」、４．０ＨＲＣ＜硬さ低下が「Ｃ」、である。Ｃ判定は、実際のダイカスト金型であれば表面の軟化が著しく、耐ヒートチェック性を大きく劣化させる要因となる非常に悪い状態である。
上記の焼鈍された厚さ８０ｍｍ、幅８５ｍｍ、長さ２２００ｍｍの角棒から１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの素材２個を作製し、図２５と図２６の真空熱処理をおこない４５．５～４６．５ＨＲＣに調質した。この素材を真空中で５８０℃に加熱し２４Ｈ保持後に室温まで冷却しての硬さを測定した。この５８０℃加熱後の硬さ低下が小さいほど、軟化抵抗性が高く好ましい。
結果を表７に示す。判定は、硬さ低下＜２．５ＨＲＣが「Ｓ」、２．５ＨＲＣ≦硬さ低下＜３．２ＨＲＣが「Ａ」、３．２ＨＲＣ≦硬さ低下＜４．０ＨＲＣが「Ｂ」、４．０ＨＲＣ＜硬さ低下が「Ｃ」、である。Ｃ判定は、実際のダイカスト金型であれば表面の軟化が著しく、耐ヒートチェック性を大きく劣化させる要因となる非常に悪い状態である。
【0131】
【表7】
【0132】
いずれの実施例もＳあるいはＡの判定で、硬さ低下の少ない好ましい状態である。制御焼入れの速度が１．２℃／ｍｉｎと小さい場合にも３０℃／ｍｉｎの急冷と同じ性能を発揮しており、焼入れ性の高さが軟化抵抗性の高位安定化にも寄与していることが分かる。実施例のうちＡ判定の５鋼種はＳｉが０．２３以上であり、Ｓｉが多いとＣの排出が加速されて炭化物が粗大化し、硬さの低下しやすいことも分かる。
比較例でＳ判定なのは比較例０４と比較例０５と比較例０６であり、これら３鋼種はＳｉが少なくＣｒが少なくＭｏが多い。このため、炭化物が粗大化しにくく硬さも低下しにくい。Ｃｒの多い比較例０８はＣ判定である。炭化物の粗大化が加速されるため、高Ｃｒ鋼は硬さが低下しやすいのである。比較例０１と比較例０７は制御焼入れが１．２℃／ｍｉｎの方が３０℃／ｍｉｎの場合よりも軟化抵抗性が高い。この理由は、焼入れ性が悪いため焼入れ速度が小さい場合はベイナイトになることである。ベイナイトはマルテンサイトよりも軟化抵抗が高い。
比較例でＳ判定なのは比較例０４と比較例０５と比較例０６であり、これら３鋼種はＳｉが少なくＣｒが少なくＭｏが多い。このため、炭化物が粗大化しにくく硬さも低下しにくい。Ｃｒの多い比較例０８はＣ判定である。炭化物の粗大化が加速されるため、高Ｃｒ鋼は硬さが低下しやすいのである。比較例０１と比較例０７は制御焼入れが１．２℃／ｍｉｎの方が３０℃／ｍｉｎの場合よりも軟化抵抗性が高い。この理由は、焼入れ性が悪いため焼入れ速度が小さい場合はベイナイトになることである。ベイナイトはマルテンサイトよりも軟化抵抗が高い。
【0133】
＜特性の総括＞
表２～表７の結果を表８にまとめて示す。実施例は５つの重要な特性に「Ｃ」がない。一方、比較例には少なくとも１つの「Ｃ」がある．このように、実施例は従来の課題を全て解決しており、(1)ＳＡ性、(2)被削性、(3)焼入れ性、(4)耐ヒートチェック性、(5)軟化抵抗性、のバランスが非常に良い。また、熱間加工後の冷却速度が小さかった場合にも高い衝撃値を得られることが「焼入れ性の高さを最大限に引き出す下地」となっている。
表２～表７の結果を表８にまとめて示す。実施例は５つの重要な特性に「Ｃ」がない。一方、比較例には少なくとも１つの「Ｃ」がある．このように、実施例は従来の課題を全て解決しており、(1)ＳＡ性、(2)被削性、(3)焼入れ性、(4)耐ヒートチェック性、(5)軟化抵抗性、のバランスが非常に良い。また、熱間加工後の冷却速度が小さかった場合にも高い衝撃値を得られることが「焼入れ性の高さを最大限に引き出す下地」となっている。
【0134】
【表8】
【0135】
以上本発明について詳しく説明したが、本発明は実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。上記実施例はダイカスト金型を想定して検証をおこなったが、本発明はダイカストに限らず各種の鋳造に用いられる金型や部品に適用できる。また、鋳造の他にも、素材を加熱して加工する鍛造、ホットスタンプ（鋼板を加熱し成形し焼きを入れる工法）、押出し加工、樹脂（プラスチックやビニール）の射出成形やブロー成形、ゴムや繊維強化プラスチックの成形や加工、などに用いられる金型や部品に適用できる。検証においては４６ＨＲＣで特性を評価したが、当然ながら、用途に応じて幅広い硬さに調整して金型や部品に適用できる。
【0136】
特性の検証では溶製のブロック材を例として挙げたが、本発明の鋼材は粉末状や棒状や線状にして利用することもできる。本発明の鋼材を粉末にすれば、積層造形（ＳＬＭ方式やＬＭＤ方式など）やＰＰＷといった各種の逐次造形に適用できる。本発明の鋼材を溶製の棒状にして、それから金型や部品を製造することもできる。本発明の鋼材を溶製の棒状や線状にし、それを肉盛る（ＴＩＧやレーザー溶接など）逐次造形や補修に適用できる。本発明の鋼材を板状にすれば、その接合によって金型や部品を製造することも可能である。もちろん、本発明の鋼材から成る部材を接合して金型や部品を製造することも可能である。上記の通り、本発明の鋼材の成分は様々な形状に適用できる。また、本発明の鋼材の成分からなる様々な形状の素材から、様々な方法で金型や部品の製造や補修が可能である。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】
【図8】
【図9】
【図10】
【図11】
【図12】
【図13】
【図14】
【図15】
【図16】
【図17】
【図18】
【図19】
【図20】
【図21】
【図22】
【図23】
【図24】
【図25】
【図26】
【図27】
