(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】P2022083627
(43)【公開日】2022-06-06
(54)【発明の名称】金型用鋼
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20220530BHJP
C22C 38/46 20060101ALI20220530BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20220530BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302E
C22C38/46
C22C38/60
【審査請求】未請求
【請求項の数】6
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2020195052
(22)【出願日】2020-11-25
(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】100110227
【弁理士】
【氏名又は名称】畠山 文夫
(72)【発明者】
【氏名】河野 正道
(57)【要約】
【課題】ＳＡ性、焼戻し硬さ、残留応力、被削性、衝撃値、及び耐食性の６特性のすべてが良好である金型用鋼を提供すること。
【解決手段】金型用鋼は、０．０７０≦Ｃ≦０．１３０ｍａｓｓ％、０．０１≦Ｓｉ≦０．６０ｍａｓｓ％、０．０２≦Ｍｎ≦０．６０ｍａｓｓ％、０．００３≦Ｐ≦０．１５０ｍａｓｓ％、０．００５≦Ｃｕ≦１．５０ｍａｓｓ％、０．００５≦Ｎｉ＜０．８０ｍａｓｓ％、７．５０≦Ｃｒ≦８．４０ｍａｓｓ％、０．７０＜Ｍｏ≦１．２０ｍａｓｓ％、０．０１≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％、０．０１０≦Ａｌ≦０．１２０ｍａｓｓ％、及び、０．０１５≦Ｎ≦０．０９５ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
【選択図】図１
【解決手段】金型用鋼は、０．０７０≦Ｃ≦０．１３０ｍａｓｓ％、０．０１≦Ｓｉ≦０．６０ｍａｓｓ％、０．０２≦Ｍｎ≦０．６０ｍａｓｓ％、０．００３≦Ｐ≦０．１５０ｍａｓｓ％、０．００５≦Ｃｕ≦１．５０ｍａｓｓ％、０．００５≦Ｎｉ＜０．８０ｍａｓｓ％、７．５０≦Ｃｒ≦８．４０ｍａｓｓ％、０．７０＜Ｍｏ≦１．２０ｍａｓｓ％、０．０１≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％、０．０１０≦Ａｌ≦０．１２０ｍａｓｓ％、及び、０．０１５≦Ｎ≦０．０９５ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
０．０７０≦Ｃ≦０．１３０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｓｉ≦０．６０ｍａｓｓ％、
０．０２≦Ｍｎ≦０．６０ｍａｓｓ％、
０．００３≦Ｐ≦０．１５０ｍａｓｓ％、
０．００５≦Ｃｕ≦１．５０ｍａｓｓ％、
０．００５≦Ｎｉ＜０．８０ｍａｓｓ％、
７．５０≦Ｃｒ≦８．４０ｍａｓｓ％、
０．７０＜Ｍｏ≦１．２０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％、
０．０１０≦Ａｌ≦０．１２０ｍａｓｓ％、及び、
０．０１５≦Ｎ≦０．０９５ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる金型用鋼。
０．０１≦Ｓｉ≦０．６０ｍａｓｓ％、
０．０２≦Ｍｎ≦０．６０ｍａｓｓ％、
０．００３≦Ｐ≦０．１５０ｍａｓｓ％、
０．００５≦Ｃｕ≦１．５０ｍａｓｓ％、
０．００５≦Ｎｉ＜０．８０ｍａｓｓ％、
７．５０≦Ｃｒ≦８．４０ｍａｓｓ％、
０．７０＜Ｍｏ≦１．２０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％、
０．０１０≦Ａｌ≦０．１２０ｍａｓｓ％、及び、
０．０１５≦Ｎ≦０．０９５ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる金型用鋼。
【請求項2】
０．３０＜Ｗ≦４．００ｍａｓｓ％、及び／又は、
０．３０＜Ｃｏ≦３．００ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１に記載の金型用鋼。
０．３０＜Ｃｏ≦３．００ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１に記載の金型用鋼。
【請求項3】
０．０００２＜Ｂ≦０．００８０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１又は２に記載の金型用鋼。
をさらに含む請求項１又は２に記載の金型用鋼。
【請求項4】
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以上の元素をさらに含む請求項１から３までのいずれか１項に記載の金型用鋼。
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以上の元素をさらに含む請求項１から３までのいずれか１項に記載の金型用鋼。
【請求項5】
０．００３＜Ｓ≦０．２５０ｍａｓｓ％、
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以上の元素をさらに含む請求項１から４までのいずれか１項に記載の金型用鋼。
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以上の元素をさらに含む請求項１から４までのいずれか１項に記載の金型用鋼。
【請求項6】
１５℃以上３５℃以下の温度範囲において測定された硬さが３２ＨＲＣ以上４４ＨＲＣ以下であり、
１５℃以上３５℃以下の温度範囲において測定された平均吸収エネルギーが２０Ｊ以上である請求項１から５までのいずれか１項に記載の金型用鋼。
１５℃以上３５℃以下の温度範囲において測定された平均吸収エネルギーが２０Ｊ以上である請求項１から５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、金型用鋼に関し、さらに詳しくは、プラスチックの射出成形やブロー成形、ゴムや各種の炭素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を製造するための金型用鋼（特に、所定の条件下で焼入れ・焼戻しを行うことによって所定の硬さに調質されたプレハードン鋼）に関する。
【背景技術】
【0002】
プレハードン鋼とは、所定の硬さに調質されており、かつ、切削加工が可能な鋼をいう。プレハードン鋼は、熱処理が不要であり、切削加工後にそのまま金型や金型部品として使用できる。そのため、プレハードン鋼は、プラスチックの射出成形やブロー成形、ゴムや繊維強化プラスチック（ＦＲＰ、ＣＦＲＰ、ＣＦＲＴＰ、ＧＦＲＰなど）の成形や加工などに用いられる金型、金型に組み付ける部品などに多用されている。このようなプレハードン鋼及びその製造方法に関し、従来から種々の提案がなされている。
【0003】
例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０３％～０．２５％、Ｓｉ：０．０１％～０．４０％、Ｍｎ：０．１０％～１．５０％、Ｐ：≦０．３０％、Ｓ：≦０．０５０％、Ｃｕ：０．０５％～０．２０％、Ｎｉ：０．０５％～１．５０％、Ｃｒ：５．０％～１０．０％、Ｍｏ：０．１０％～２．００％、Ｖ：０．０１％～０．１０％、Ｎ：≦０．１０％、Ｏ：≦０．０１％、Ａｌ≦０．０５％であり、且つ、(Ｃｒ＋Ｍｏ)≦１０％、及び７≦(Ｃｒ＋３．３Ｍｏ)を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる温度調節性に優れたプラスチック成形金型用鋼が開示されている。
同文献には、
（ａ）フェライト生成元素（Ｃｒ、Ｍｏ）とオーステナイト生成元素（Ｍｎ、Ｎｉ）の相互の割合を調整することにより、鏡面性及び衝撃値を両立させることができる点、及び、
（ｂ）Ｃｒ及びＭｏが所定の関係を満足するようにこれらの含有量を最適化すると、耐蝕性及び熱伝導率が高くなる点、
が記載されている。
同文献には、
（ａ）フェライト生成元素（Ｃｒ、Ｍｏ）とオーステナイト生成元素（Ｍｎ、Ｎｉ）の相互の割合を調整することにより、鏡面性及び衝撃値を両立させることができる点、及び、
（ｂ）Ｃｒ及びＭｏが所定の関係を満足するようにこれらの含有量を最適化すると、耐蝕性及び熱伝導率が高くなる点、
が記載されている。
【0004】
特許文献２には、質量％で、０．０４５≦Ｃ≦０．０９０、０．０１≦Ｓｉ≦０．５０、０．１０≦Ｍｎ≦０．６０、０．８０≦Ｎｉ≦１．１０、６．６０≦Ｃｒ≦８．６０、０．０１≦Ｍｏ≦０．７０、０．００１≦Ｖ≦０．２００、０．００７≦Ａｌ≦０．１５０、０．０００２≦Ｎ≦０．０５００を含有し、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、所定の元素を含む金型用鋼において、Ａｌ量を０．００７～０．１５０％とすると、所定の硬さに調質された後において、良好な鏡面研磨性、５％Ｃｒ鋼と１２％Ｃｒ鋼の中間の耐蝕性、及び、高衝撃値を実現できる点が記載されている。
同文献には、所定の元素を含む金型用鋼において、Ａｌ量を０．００７～０．１５０％とすると、所定の硬さに調質された後において、良好な鏡面研磨性、５％Ｃｒ鋼と１２％Ｃｒ鋼の中間の耐蝕性、及び、高衝撃値を実現できる点が記載されている。
【0005】
プレハードン鋼を用いて金型を製造する場合、まず、金型用プレハードン鋼材を製造する必要がある。金型用プレハードン鋼材は、一般に、溶解、精錬、鋳造、均質化熱処理、熱間加工、中間熱処理（焼ならし、焼戻し）、球状化焼鈍（Spheroidizing Annealing, SA）、焼入れ、矯正、及び焼戻しの各工程を経て製造される。
なお、鋼種によっては、ＳＡが不要となる場合、焼戻しが複数回となる場合、あるいは、矯正の前後に焼戻し工程が入る場合がある。焼戻しの回数によらず、最終の焼戻し工程は、残留応力を引き下げる役目も負う。
なお、鋼種によっては、ＳＡが不要となる場合、焼戻しが複数回となる場合、あるいは、矯正の前後に焼戻し工程が入る場合がある。焼戻しの回数によらず、最終の焼戻し工程は、残留応力を引き下げる役目も負う。
【0006】
次に、プレハードン鋼材から金型又は金型部品を製造する。金型又は金型部品は、一般に、機械加工、鏡面研磨、表面加飾、及び表面処理の各工程を経て製造される。
なお、表面加飾は、シボ加工などによって特殊な模様を表面に与える工程であるが、用途によっては不要となる場合がある。また、表面処理は、窒化やＰＶＤなどで表面を硬くする工程であるが、用途によっては不要となる場合がある。
なお、表面加飾は、シボ加工などによって特殊な模様を表面に与える工程であるが、用途によっては不要となる場合がある。また、表面処理は、窒化やＰＶＤなどで表面を硬くする工程であるが、用途によっては不要となる場合がある。
【0007】
上記の工程を経て製造されるプレハードン鋼材、並びに、これを用いて製造される金型及び金型部品に求められる重要な特性としては、以下の６特性が上げられる。
（１）ＳＡ性（球状化焼鈍の容易性）。
（２）焼戻し硬さ（高い耐摩耗性と高い衝撃値とを両立できる適度な焼戻し硬さ）。
（３）残留応力（金型の反りや捻れを回避できる程度の低い残留応力）。
（４）被削性（切削加工の容易性）。
（５）衝撃値（金型の大割れを回避できる程度の高い衝撃値）。
（６）耐食性（湿潤環境で使用された場合であっても発錆しない程度の高い耐食性）。
さらに、プレハードン鋼材には、上記６特性の他にも、鏡面研磨性、シボ加工性、及び／又は、熱伝導特性に優れていることが求められる場合もある。
（１）ＳＡ性（球状化焼鈍の容易性）。
（２）焼戻し硬さ（高い耐摩耗性と高い衝撃値とを両立できる適度な焼戻し硬さ）。
（３）残留応力（金型の反りや捻れを回避できる程度の低い残留応力）。
（４）被削性（切削加工の容易性）。
（５）衝撃値（金型の大割れを回避できる程度の高い衝撃値）。
（６）耐食性（湿潤環境で使用された場合であっても発錆しない程度の高い耐食性）。
さらに、プレハードン鋼材には、上記６特性の他にも、鏡面研磨性、シボ加工性、及び／又は、熱伝導特性に優れていることが求められる場合もある。
【0008】
しかしながら、上記の６特性のすべてが良好である鋼材が提案された例は、従来にはない。また、上記の６特性に加えて、鏡面研磨性、シボ加工性、及び／又は、熱伝導特性に優れた鋼材が提案された例は、従来にはない。
例えば、Ｐ２１系鋼や高Ｎｉマルテンサイト系ステンレス鋼は、ＳＡ性が悪い。５１０℃以下で焼き戻される鋼は、残留応力が高い。マルテンサイト系ステンレス鋼は、被削性が悪い。Ｐ２１系鋼やマルテンサイト系ステンレス鋼は、衝撃値が低い。Ｃｒ量が６％以下の鋼は、湿潤環境における耐食性が悪い。さらに、偏析が顕著な鋼、アルミナなどの硬質な非金属介在物が多い鋼、あるいは、快削元素を多量に含む鋼は、鏡面研磨性やシボ加工性が悪い。
例えば、Ｐ２１系鋼や高Ｎｉマルテンサイト系ステンレス鋼は、ＳＡ性が悪い。５１０℃以下で焼き戻される鋼は、残留応力が高い。マルテンサイト系ステンレス鋼は、被削性が悪い。Ｐ２１系鋼やマルテンサイト系ステンレス鋼は、衝撃値が低い。Ｃｒ量が６％以下の鋼は、湿潤環境における耐食性が悪い。さらに、偏析が顕著な鋼、アルミナなどの硬質な非金属介在物が多い鋼、あるいは、快削元素を多量に含む鋼は、鏡面研磨性やシボ加工性が悪い。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0009】
【特許文献1】特許第５２３９５７８号公報
【特許文献2】特開２０２０－０６３５０８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0010】
本発明が解決しようとする課題は、ＳＡ性、焼戻し硬さ、残留応力、被削性、衝撃値、及び耐食性の６特性のすべてが良好である金型用鋼を提供することにある。
本発明が解決しようとする他の課題は、上記６特性に加えて、鏡面加工性、シボ加工性、及び／又は、熱伝導特性に優れた金型用鋼を提供することにある。
本発明が解決しようとする他の課題は、上記６特性に加えて、鏡面加工性、シボ加工性、及び／又は、熱伝導特性に優れた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】
【0011】
上記課題を解決するために本発明に係る金型用鋼は、
０．０７０≦Ｃ≦０．１３０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｓｉ≦０．６０ｍａｓｓ％、
０．０２≦Ｍｎ≦０．６０ｍａｓｓ％、
０．００３≦Ｐ≦０．１５０ｍａｓｓ％、
０．００５≦Ｃｕ≦１．５０ｍａｓｓ％、
０．００５≦Ｎｉ＜０．８０ｍａｓｓ％、
７．５０≦Ｃｒ≦８．４０ｍａｓｓ％、
０．７０＜Ｍｏ≦１．２０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％、
０．０１０≦Ａｌ≦０．１２０ｍａｓｓ％、及び、
０．０１５≦Ｎ≦０．０９５ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
０．０７０≦Ｃ≦０．１３０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｓｉ≦０．６０ｍａｓｓ％、
０．０２≦Ｍｎ≦０．６０ｍａｓｓ％、
０．００３≦Ｐ≦０．１５０ｍａｓｓ％、
０．００５≦Ｃｕ≦１．５０ｍａｓｓ％、
０．００５≦Ｎｉ＜０．８０ｍａｓｓ％、
７．５０≦Ｃｒ≦８．４０ｍａｓｓ％、
０．７０＜Ｍｏ≦１．２０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％、
０．０１０≦Ａｌ≦０．１２０ｍａｓｓ％、及び、
０．０１５≦Ｎ≦０．０９５ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
【発明の効果】
【0012】
本発明に係る金型用鋼は、成分（特に、Ｎｉ、Ｍｏ、及びＡｌ）が最適化されているために、ＳＡ性、焼戻し硬さ、残留応力、被削性、衝撃値、及び耐食性の６特性のすべてが良好である。具体的には、本発明に係る金型用鋼は、
（ａ）ＳＡ性がＰ２１系鋼や高Ｎｉマルテンサイト系ステンレス鋼より高く、
（ｂ）焼戻し後の硬さが３２～４４ＨＲＣの適正な値であり、
（ｃ）焼戻し後の残留応力が低く、
（ｄ）焼戻し後の被削性がマルテンサイト系ステンレス鋼より高く、
（ｅ）焼戻し後の衝撃値がＰ２１系鋼やマルテンサイト系ステンレス鋼より高く、かつ、
（ｆ）湿潤環境における焼戻し後の耐食性がＰ２１系鋼より高く、マルテンサイト系ステンレス鋼並みに高い、
という特徴がある。
（ａ）ＳＡ性がＰ２１系鋼や高Ｎｉマルテンサイト系ステンレス鋼より高く、
（ｂ）焼戻し後の硬さが３２～４４ＨＲＣの適正な値であり、
（ｃ）焼戻し後の残留応力が低く、
（ｄ）焼戻し後の被削性がマルテンサイト系ステンレス鋼より高く、
（ｅ）焼戻し後の衝撃値がＰ２１系鋼やマルテンサイト系ステンレス鋼より高く、かつ、
（ｆ）湿潤環境における焼戻し後の耐食性がＰ２１系鋼より高く、マルテンサイト系ステンレス鋼並みに高い、
という特徴がある。
【0013】
このため、本発明に係る金型用鋼は、
（Ａ）従来鋼より製造コストが低い、
（Ｂ）金型加工時の変形が非常に小さく、金型加工が容易である、
（Ｃ）金型表面を綺麗に磨くことができる、
（Ｄ）使用中に割れや錆が発生しにくい、
（Ｅ）使用しない期間中の保管時においても錆びにくい、
という利点がある。
また、本発明に係る金型用鋼は、上記の６特性の他にも、鏡面加工性やシボ加工性に優れ、熱伝導率がマルテンサイト系ステンレス鋼よりも高いという特徴も有する。
（Ａ）従来鋼より製造コストが低い、
（Ｂ）金型加工時の変形が非常に小さく、金型加工が容易である、
（Ｃ）金型表面を綺麗に磨くことができる、
（Ｄ）使用中に割れや錆が発生しにくい、
（Ｅ）使用しない期間中の保管時においても錆びにくい、
という利点がある。
また、本発明に係る金型用鋼は、上記の６特性の他にも、鏡面加工性やシボ加工性に優れ、熱伝導率がマルテンサイト系ステンレス鋼よりも高いという特徴も有する。
【図面の簡単な説明】
【0014】
【図1】ＳＡ後の硬さに及ぼすＮｉ量の影響を示す図である。
【図2】５５５℃で７Ｈｒ焼き戻した後のＨＲＣ硬さに及ぼすＭｏ量の影響を示す図である。
【図3】３６ＨＲＣ材の平均吸収エネルギーに及ぼすＡｌ量の影響を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【0015】
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］
［１．１． 組成］
［１．１．１． 主構成元素］
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。
［１． 金型用鋼］
［１．１． 組成］
［１．１．１． 主構成元素］
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。
【0016】
（１） ０．０７０≦Ｃ≦０．１３０ｍａｓｓ％：
Ｃ量が上記の範囲内にあれば、残留応力を低下させるために５１０℃を超える温度で焼戻しても３２～４４ＨＲＣが得られる。限定理由の詳細は、以下の通りである。
Ｃ含有量が少なくなりすぎると、熱間加工前の均質化熱処理時にフェライトが存在しやすくなる。均質化熱処理の目的は、高温でオーステナイト単相化させ、元素分布を均一化（偏析を軽減）することである。偏析の軽減は、鏡面研磨性やシボ加工性の向上に必須である。均質化熱処理時にフェライトが存在すると、偏析の軽減は困難となる。この理由は、オーステナイトとフェライトでは、固溶する元素の種類、量、及び／又は、拡散速度が異なるためである。
Ｃ量が上記の範囲内にあれば、残留応力を低下させるために５１０℃を超える温度で焼戻しても３２～４４ＨＲＣが得られる。限定理由の詳細は、以下の通りである。
Ｃ含有量が少なくなりすぎると、熱間加工前の均質化熱処理時にフェライトが存在しやすくなる。均質化熱処理の目的は、高温でオーステナイト単相化させ、元素分布を均一化（偏析を軽減）することである。偏析の軽減は、鏡面研磨性やシボ加工性の向上に必須である。均質化熱処理時にフェライトが存在すると、偏析の軽減は困難となる。この理由は、オーステナイトとフェライトでは、固溶する元素の種類、量、及び／又は、拡散速度が異なるためである。
【0017】
また、Ｃ量が少なくなりすぎると、ＳＡ時にマトリックス中に分散している炭化物（球状化の起点となる炭化物）の数が少なくなる。そのため、炭化物が球状化しにくくなり、ＳＡ性が悪くなる。さらに、Ｃ量が少なくなるほど、焼戻し硬さが低くなる。そのため、３２～４４ＨＲＣを得るためには焼戻し温度を５１０℃以下とせざるを得ず、結果として残留応力が高くなる。
従って、Ｃ量は、０．０７０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．０７５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０８０ｍａｓｓ％以上である。
従って、Ｃ量は、０．０７０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．０７５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０８０ｍａｓｓ％以上である。
【0018】
一方、Ｃ量が過剰になると、多くのＣｒが炭化物の形成に消費され、固溶するＣｒ量が減少するために、耐食性が低下する。また、溶接補修時に割れが生じやすくなる。さらに、Ｃ量が過剰になると、熱伝導率の低下も大きい。
従って、Ｃ量は、０．１３０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．１２５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．１２０ｍａｓｓ％以下である。
従って、Ｃ量は、０．１３０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．１２５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．１２０ｍａｓｓ％以下である。
【0019】
樹脂の射出成形では、金型内に充填した樹脂を速く固化させて、生産性を高める必要がある。そのため、金型は速く冷えること、つまり熱伝導率の高さが求められる。また、金型内の流路に高温の流体や低温の流体を選択的に流して金型温度を制御（加熱や冷却）する場合には、金型には加熱や冷却への応答の高さが求められる。この意味でも、熱伝導率の高さは重要である。本発明に係る金型用鋼はＣｒ量が８％程度と多いため、Ｐ２０系鋼やＰ２１系鋼よりは熱伝導率が低い。それでも、可能な限り高い熱伝導率を達成することが望ましい。本発明に係る金型用鋼は、マルテンサイト系ステンレス鋼よりは高い熱伝導率を実現している。
【0020】
（２） ０．０１≦Ｓｉ≦０．６０ｍａｓｓ％：
Ｓｉ量が上記の範囲内にあれば、良好な被削性と高い熱伝導率を両立できる。限定理由の詳細は、以下の通りである。
Ｓｉ量を極端に少なくするためには、Ｓｉ量の非常に少ない高価な原材料を使用しなければならず、素材コストが上昇する。また、鋼中に含まれる適量のＳｉは、工具の摩耗を防ぐ効果がある。そのため、Ｓｉ量が少なくなりすぎると、被削性の劣化が著しい。
従って、Ｓｉ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％以上である。
Ｓｉ量が上記の範囲内にあれば、良好な被削性と高い熱伝導率を両立できる。限定理由の詳細は、以下の通りである。
Ｓｉ量を極端に少なくするためには、Ｓｉ量の非常に少ない高価な原材料を使用しなければならず、素材コストが上昇する。また、鋼中に含まれる適量のＳｉは、工具の摩耗を防ぐ効果がある。そのため、Ｓｉ量が少なくなりすぎると、被削性の劣化が著しい。
従って、Ｓｉ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％以上である。
【0021】
一方、Ｓｉ量が過剰になると、熱間加工前の均質化熱処理時にフェライトが存在しやすくなる。また、熱間加工においては、鋼材表面に硬く剥がれにくい酸化スケールが形成され、加工工具を著しく摩耗させる。さらに、Ｓｉ量が過剰になると、熱伝導率の低下が大きくなる。
従って、Ｓｉ量は、０．６０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．５５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以下である。
従って、Ｓｉ量は、０．６０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．５５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以下である。
【0022】
（３） ０．０２≦Ｍｎ≦０．６０ｍａｓｓ％：
Ｍｎ量が上記の範囲内にあれば、高い焼入れ性と良好なＳＡ性とを両立できる。限定理由の詳細は、以下の通りである。
Ｍｎ量を極端に少なくするためには、Ｍｎ量の非常に少ない高価な原材料を使用しなければならず、素材コストが上昇する。また、Ｍｎ量が少なくなりすぎると、熱間加工前の均質化熱処理時にフェライトが存在しやすくなる。さらに、焼入れ性が不足し、大断面のプレハードン鋼材内部の衝撃値が低くなる。
従って、Ｍｎ量は、０．０２ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％以上である。
Ｍｎ量が上記の範囲内にあれば、高い焼入れ性と良好なＳＡ性とを両立できる。限定理由の詳細は、以下の通りである。
Ｍｎ量を極端に少なくするためには、Ｍｎ量の非常に少ない高価な原材料を使用しなければならず、素材コストが上昇する。また、Ｍｎ量が少なくなりすぎると、熱間加工前の均質化熱処理時にフェライトが存在しやすくなる。さらに、焼入れ性が不足し、大断面のプレハードン鋼材内部の衝撃値が低くなる。
従って、Ｍｎ量は、０．０２ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％以上である。
【0023】
一方、Ｍｎ量が過剰になると、偏析が顕著となる。また、ＳＡ性が悪くなるだけでなく、熱伝導率の低下も著しい。
従って、Ｍｎ量は、０．６０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、０．５５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以下である。
従って、Ｍｎ量は、０．６０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、０．５５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以下である。
【0024】
（４） ０．００３≦Ｐ≦０．１５０ｍａｓｓ％：
Ｐ量が上記の範囲内であれば、高い衝撃値と高い被削性を低コストで実現できる。限定理由の詳細は、以下の通りである。
Ｐ量を極端に少なくするためには、Ｐ量の非常に少ない高価な原材料を使用しなければならず、素材コストが上昇する。また、Ｐは、切削屑を細かく破砕させる作用がある。そのため、Ｐ量が少なくなりすぎると、被削性が悪くなる。
従って、Ｐ量は、０．００３ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｐ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。
Ｐ量が上記の範囲内であれば、高い衝撃値と高い被削性を低コストで実現できる。限定理由の詳細は、以下の通りである。
Ｐ量を極端に少なくするためには、Ｐ量の非常に少ない高価な原材料を使用しなければならず、素材コストが上昇する。また、Ｐは、切削屑を細かく破砕させる作用がある。そのため、Ｐ量が少なくなりすぎると、被削性が悪くなる。
従って、Ｐ量は、０．００３ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｐ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。
【0025】
一方、Ｐ量が過剰になると、衝撃値の低下が著しくなる。従って、Ｐ量は、０．１５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｐ量は、好ましくは、０．１３０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．１１０ｍａｓｓ％以下である。
本発明に係る金型用鋼（極低Ｃ－８Ｃｒ系）は、衝撃値が非常に高いため、Ｐ量が従来鋼に比べて多い場合であっても高い衝撃値を確保することができる。従って、Ｐ量が従来鋼に比べて多い場合であっても、高衝撃値と高被削性を両立できる。また、Ｐ量の多い安価な原材料を使用できるので、素材コストの上昇も抑制できる。
本発明に係る金型用鋼（極低Ｃ－８Ｃｒ系）は、衝撃値が非常に高いため、Ｐ量が従来鋼に比べて多い場合であっても高い衝撃値を確保することができる。従って、Ｐ量が従来鋼に比べて多い場合であっても、高衝撃値と高被削性を両立できる。また、Ｐ量の多い安価な原材料を使用できるので、素材コストの上昇も抑制できる。
【0026】
（５） ０．００５≦Ｃｕ≦１．５０ｍａｓｓ％：
Ｃｕ量を極端に少なくするためには、Ｃｕ量の非常に少ない高価な原材料を使用しなければならず、素材コストが上昇する。また、Ｃｕ量が少なくなりすぎると、熱間加工前の均質化熱処理時にフェライトが存在しやすくなる。さらに、残留応力の低下を目的として高温域（５１０℃を超える温度域）で焼戻しを行った場合、３２ＨＲＣ以上の硬さを得るのが難しくなる。この傾向は、固溶元素量が少なく、炭化物のサイズが大きく、炭化物の量が少ない場合に顕著である。さらに、Ｃｕ量が少なくなりすぎると、被削性と耐食性が悪くなる。
従って、Ｃｕ量は、０．００５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｕ量は、好ましくは、０．０１ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％以上である。
Ｃｕ量を極端に少なくするためには、Ｃｕ量の非常に少ない高価な原材料を使用しなければならず、素材コストが上昇する。また、Ｃｕ量が少なくなりすぎると、熱間加工前の均質化熱処理時にフェライトが存在しやすくなる。さらに、残留応力の低下を目的として高温域（５１０℃を超える温度域）で焼戻しを行った場合、３２ＨＲＣ以上の硬さを得るのが難しくなる。この傾向は、固溶元素量が少なく、炭化物のサイズが大きく、炭化物の量が少ない場合に顕著である。さらに、Ｃｕ量が少なくなりすぎると、被削性と耐食性が悪くなる。
従って、Ｃｕ量は、０．００５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｕ量は、好ましくは、０．０１ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％以上である。
【0027】
一方、Ｃｕ量が過剰になると、素材コストが高くなる。また、偏析が顕在化する。さらに、ＳＡ性が悪くなり、熱伝導率と衝撃値も悪くなる。
従って、Ｃｕ量は、１．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｕ量は、好ましくは、１．４０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．３０ｍａｓｓ％以下である。
特に、耐食性を重視してＣ量を０．１２０ｍａｓｓ％以下とした場合において、Ｃｕ量を０．２０超１．３０ｍａｓｓ％以下とすると、被削性、衝撃値、及び耐食性のバランスが非常に良好となる。
従って、Ｃｕ量は、１．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｕ量は、好ましくは、１．４０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．３０ｍａｓｓ％以下である。
特に、耐食性を重視してＣ量を０．１２０ｍａｓｓ％以下とした場合において、Ｃｕ量を０．２０超１．３０ｍａｓｓ％以下とすると、被削性、衝撃値、及び耐食性のバランスが非常に良好となる。
【0028】
（６） ０．００５≦Ｎｉ＜０．８０ｍａｓｓ％：
Ｎｉ量が少なくなりすぎると、熱間加工前の均質化熱処理時にフェライトが存在しやすくなる。また、焼入れ性が不足し、大断面のプレハードン鋼材内部の衝撃値が低くなる。
従って、Ｎｉ量は、０．００５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、０．００８ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０１ｍａｓｓ％以上である。
Ｎｉ量が少なくなりすぎると、熱間加工前の均質化熱処理時にフェライトが存在しやすくなる。また、焼入れ性が不足し、大断面のプレハードン鋼材内部の衝撃値が低くなる。
従って、Ｎｉ量は、０．００５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、０．００８ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０１ｍａｓｓ％以上である。
【0029】
一方、Ｎｉ量が過剰になると、素材コストが上昇し、偏析が顕在化する。また、オーステナイト単相域が高温側に拡張するため、熱間加工前の均質化熱処理の温度を高くする必要がある。その結果、加熱炉のダメージが大きくなる。さらに、Ｎｉ量が過剰になると、ＳＡ性と熱伝導率も悪くなる。
従って、Ｎｉ量は、０．８０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、０．７５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．７０ｍａｓｓ％以下である。
従って、Ｎｉ量は、０．８０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは、０．７５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．７０ｍａｓｓ％以下である。
【0030】
（７） ７．５０≦Ｃｒ≦８．４０ｍａｓｓ％：
Ｃｒ量が少なくなりすぎると、耐食性が不足する。また、衝撃値も低下する。従って、Ｃｒ量は、７．５０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、７．６０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、７．７０ｍａｓｓ％以上である。
Ｃｒ量が少なくなりすぎると、耐食性が不足する。また、衝撃値も低下する。従って、Ｃｒ量は、７．５０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、７．６０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、７．７０ｍａｓｓ％以上である。
【0031】
一方、Ｃｒ量が過剰になると、熱間加工前の均質化熱処理時にフェライトが存在しやすくなる。また、高Ｃｒ化は、軟化抵抗を劣化させる。そのため、残留応力の低下を目的として高温域（５１０℃を超える温度域）で焼戻しを行った場合、３２ＨＲＣ以上の硬さを得るのが難しくなる。さらに、Ｃｒ量が過剰になると、熱伝導率も低下する。
従って、Ｃｒ量は、８．４０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、８．３０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、８．２０ｍａｓｓ％以下である。
従って、Ｃｒ量は、８．４０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、８．３０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、８．２０ｍａｓｓ％以下である。
【0032】
（８） ０．７０＜Ｍｏ≦１．２０ｍａｓｓ％：
Ｍｏは、２次硬化を生じさせる作用がある。そのため、Ｍｏ量が少なくなりすぎると、残留応力の低下を目的として高温域（５１０℃を超える温度域）で焼戻しを行った場合、３２ＨＲＣ以上の硬さを得るのが難しくなる。また、耐食性も不足する。
従って、Ｍｏ量は、０．７０ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、０．７５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．８０ｍａｓｓ％以上である。
Ｍｏは、２次硬化を生じさせる作用がある。そのため、Ｍｏ量が少なくなりすぎると、残留応力の低下を目的として高温域（５１０℃を超える温度域）で焼戻しを行った場合、３２ＨＲＣ以上の硬さを得るのが難しくなる。また、耐食性も不足する。
従って、Ｍｏ量は、０．７０ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、０．７５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．８０ｍａｓｓ％以上である。
【0033】
一方、Ｍｏ量が過剰になると、素材コストが上昇する。また、熱間加工前の均質化熱処理時にフェライトが存在しやすくなる。
従って、Ｍｏ量は、１．２０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、１．１５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．１０ｍａｓｓ％以下である。
従って、Ｍｏ量は、１．２０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、１．１５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．１０ｍａｓｓ％以下である。
【0034】
（９） ０．０１≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％：
Ｖ量が少なくなりすぎると、焼入れ時にオーステナイト結晶粒界の移動を抑制するＶＣあるいはＶＣＮが過少となる。そのため、結晶粒が過度に成長しやすくなる。焼入れ時に結晶粒が過度に成長すると、衝撃値が低下する。
また、Ｖは、２次硬化を生じさせる作用がある。そのため、Ｖ量が少なくなりすぎると、残留応力の低下を目的として高温域（５１０℃を超える温度域）で焼戻しを行った場合、３２ＨＲＣ以上の硬さを得るのが難しくなる。
従って、Ｖ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０３ｍａｓｓ％以上である。
Ｖ量が少なくなりすぎると、焼入れ時にオーステナイト結晶粒界の移動を抑制するＶＣあるいはＶＣＮが過少となる。そのため、結晶粒が過度に成長しやすくなる。焼入れ時に結晶粒が過度に成長すると、衝撃値が低下する。
また、Ｖは、２次硬化を生じさせる作用がある。そのため、Ｖ量が少なくなりすぎると、残留応力の低下を目的として高温域（５１０℃を超える温度域）で焼戻しを行った場合、３２ＨＲＣ以上の硬さを得るのが難しくなる。
従って、Ｖ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０３ｍａｓｓ％以上である。
【0035】
一方、Ｖ量が過剰になると、素材コストが上昇する。また、インゴットの鋳造時にＶＣあるいはＶＣＮが粗大な状態で晶出しやすくなる。粗大なＶＣあるいはＶＣＮは、衝撃値を低下させる原因となる。さらに、Ｖ量が過剰になると、熱間加工前の均質化熱処理時にフェライトが存在しやすくなる。
従って、Ｖ量は、０．３０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、０．２９ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．２８ｍａｓｓ％以下である。
従って、Ｖ量は、０．３０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、０．２９ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．２８ｍａｓｓ％以下である。
【0036】
（１０） ０．０１０≦Ａｌ≦０．１２０ｍａｓｓ％：
Ａｌ量が少なくなりすぎると、焼入れ時にオーステナイト結晶粒界の移動を抑制するＡｌＮが過少となる。そのため、結晶粒が過度に成長しやすくなる。また、焼入れ時に結晶粒が過度に成長すると、衝撃値が低下する。さらに、本発明に係る金型用鋼（極低Ｃ－８Ｃｒ系）は、極低Ａｌの場合に、結晶粒が微細でも衝撃値が著しく低くなるという特異性を有する。
従って、Ａｌ量は、０．０１０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ａｌ量は、好ましくは、０．０１２ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０１４ｍａｓｓ％以上である。
Ａｌ量が少なくなりすぎると、焼入れ時にオーステナイト結晶粒界の移動を抑制するＡｌＮが過少となる。そのため、結晶粒が過度に成長しやすくなる。また、焼入れ時に結晶粒が過度に成長すると、衝撃値が低下する。さらに、本発明に係る金型用鋼（極低Ｃ－８Ｃｒ系）は、極低Ａｌの場合に、結晶粒が微細でも衝撃値が著しく低くなるという特異性を有する。
従って、Ａｌ量は、０．０１０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ａｌ量は、好ましくは、０．０１２ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０１４ｍａｓｓ％以上である。
【0037】
一方、多量のＡｌを含有させるためには、原材料の不純物レベルのＡｌ量では不十分なため、Ａｌの積極添加が必要となり、素材コストが高くなる。また、Ａｌ量が過剰になると、アルミナが過度に多くなる。その結果、衝撃値が低下するだけでなく、鏡面研磨性も悪くなる。これは、アルミナの脱落によりピンホールが発生するためである。さらに、Ａｌ量が過剰になると、熱伝導率も低下する。
従って、Ａｌ量は、０．１２０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ量は、好ましくは、０．１１５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．１１０ｍａｓｓ％以下である。
従って、Ａｌ量は、０．１２０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ量は、好ましくは、０．１１５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．１１０ｍａｓｓ％以下である。
【0038】
特に、Ｏ量が０．００３ｍａｓｓ％以下である場合、アルミナの悪影響が顕在化しなくなる。そのため、Ａｌ量の下限を高めた０．０５０＜Ａｌ≦０．１１０ｍａｓｓ％の範囲において、結晶粒径、衝撃値、及び鏡面研磨性のバランスが非常に良くなる。
【0039】
（１１） ０．０１５≦Ｎ≦０．０９５ｍａｓｓ％：
Ｎ量が少なくなりすぎると、焼入れ時にオーステナイト結晶粒界の移動を抑制するＡｌＮが過少となる。そのため、結晶粒が過度に成長しやすくなる。また、Ｎ量が少なくなりすぎると、残留応力の低下を目的として高温域（５１０℃を超える温度域）で焼戻しを行った場合、３２ＨＲＣ以上の硬さを得るのが難しくなる。さらに、Ｎ量が少なくなりすぎると、耐食性が不足する。
従って、Ｎ量は、０．０１５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎ量は、好ましくは、０．０１７ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０２０ｍａｓｓ％以上である。
Ｎ量が少なくなりすぎると、焼入れ時にオーステナイト結晶粒界の移動を抑制するＡｌＮが過少となる。そのため、結晶粒が過度に成長しやすくなる。また、Ｎ量が少なくなりすぎると、残留応力の低下を目的として高温域（５１０℃を超える温度域）で焼戻しを行った場合、３２ＨＲＣ以上の硬さを得るのが難しくなる。さらに、Ｎ量が少なくなりすぎると、耐食性が不足する。
従って、Ｎ量は、０．０１５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎ量は、好ましくは、０．０１７ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０２０ｍａｓｓ％以上である。
【0040】
一方、多量のＮを含有させるためには、原材料の不純物レベルのＮ量では不十分なため、Ｎの積極添加が必要となり、素材コストが高くなる。また、Ｎ量が過剰になると、粗大なＡｌＮが過度に多くなり、衝撃値が低下する。さらに、熱伝導率も低下する。
従って、Ｎ量は、０．０９５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎ量は、好ましくは、０．０９０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．８０ｍａｓｓ％以下である。
従って、Ｎ量は、０．０９５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎ量は、好ましくは、０．０９０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．８０ｍａｓｓ％以下である。
【0041】
（１２）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、
Ｏ≦０．００５ｍａｓｓ％、
Ｗ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｃｏ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｂ≦０．０００２ｍａｓｓ％、
Ｎｂ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｔａ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｚｒ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｃａ≦０．０００５ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．００３ｍａｓｓ％、
Ｓｅ≦０．０３ｍａｓｓ％、
Ｔｅ≦０．００５ｍａｓｓ％、
Ｂｉ≦０．０１ｍａｓｓ％、
Ｐｂ≦０．０３ｍａｓｓ％、又は、
Ｍｇ≦０．０２ｍａｓｓ％、
が含まれていても良い。
本発明に係る金型用鋼は、不可避的不純物として、
Ｏ≦０．００５ｍａｓｓ％、
Ｗ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｃｏ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｂ≦０．０００２ｍａｓｓ％、
Ｎｂ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｔａ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｚｒ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｃａ≦０．０００５ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．００３ｍａｓｓ％、
Ｓｅ≦０．０３ｍａｓｓ％、
Ｔｅ≦０．００５ｍａｓｓ％、
Ｂｉ≦０．０１ｍａｓｓ％、
Ｐｂ≦０．０３ｍａｓｓ％、又は、
Ｍｇ≦０．０２ｍａｓｓ％、
が含まれていても良い。
【0042】
［１．１．２． 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。
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。
【0043】
（１３） ０．３０＜Ｗ≦４．００ｍａｓｓ％：
本発明に係る金型用鋼は、極低Ｃであり、Ｍｏ量及びＶ量も少ないため、用途によっては強度が不足する場合がある。本発明に係る金型用鋼を高強度化するためには、Ｗを添加することが有効である。このような効果を得るためには、Ｗ量は、０．３０ｍａｓｓ％超が好ましい。Ｗ量は、好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１．００ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｗ量が過剰になると、偏析が顕著となるだけでなく、素材コストも上昇する。従って、Ｗ量は、４．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｗ量は、好ましくは、３．９０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、３．８０ｍａｓｓ％以下である。
本発明に係る金型用鋼は、極低Ｃであり、Ｍｏ量及びＶ量も少ないため、用途によっては強度が不足する場合がある。本発明に係る金型用鋼を高強度化するためには、Ｗを添加することが有効である。このような効果を得るためには、Ｗ量は、０．３０ｍａｓｓ％超が好ましい。Ｗ量は、好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１．００ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｗ量が過剰になると、偏析が顕著となるだけでなく、素材コストも上昇する。従って、Ｗ量は、４．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｗ量は、好ましくは、３．９０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、３．８０ｍａｓｓ％以下である。
【0044】
（１４） ０．３０＜Ｃｏ≦３．００ｍａｓｓ％：
本発明に係る金型用鋼を高強度化するためには、Ｗに代えて又はＷに加えて、Ｃｏを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、Ｃｏ量は、０．３０ｍａｓｓ％超が好ましい。Ｃｏ量は、好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１．００ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｏ量が過剰になると、偏析が顕著となるだけでなく、素材コストも上昇する。従って、Ｃｏ量は、３．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃｏ量は、好ましくは、２．８０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、２．５０ｍａｓｓ％以下である。
本発明に係る金型用鋼を高強度化するためには、Ｗに代えて又はＷに加えて、Ｃｏを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、Ｃｏ量は、０．３０ｍａｓｓ％超が好ましい。Ｃｏ量は、好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１．００ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｏ量が過剰になると、偏析が顕著となるだけでなく、素材コストも上昇する。従って、Ｃｏ量は、３．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃｏ量は、好ましくは、２．８０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、２．５０ｍａｓｓ％以下である。
【0045】
（１５） ０．０００２＜Ｂ≦０．００８０ｍａｓｓ％：
Ｐ量が多い場合、粒界に偏析するＰが粒界強度を下げるために、衝撃値が低くなる場合がある。粒界強度を改善するには、Ｂの添加が有効である。また、合金元素の総量が少ない場合、焼入れ時にフェライトやパーライトが析出することがある。これを抑制するためにも、Ｂ添加は有効である。このような効果を得るためには、Ｂ量は、０．０００２ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｂ量は、好ましくは、０．０００３ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０００４ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｂ量が過剰になると、精錬時間が長くなることによる生産性の低下や、粗大なＢの化合物が増えて衝撃値が低下する。従って、Ｂ量は、０．００８０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｂ量は、好ましくは、０．００７５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．００７０ｍａｓｓ％以下である。
Ｐ量が多い場合、粒界に偏析するＰが粒界強度を下げるために、衝撃値が低くなる場合がある。粒界強度を改善するには、Ｂの添加が有効である。また、合金元素の総量が少ない場合、焼入れ時にフェライトやパーライトが析出することがある。これを抑制するためにも、Ｂ添加は有効である。このような効果を得るためには、Ｂ量は、０．０００２ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｂ量は、好ましくは、０．０００３ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０００４ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｂ量が過剰になると、精錬時間が長くなることによる生産性の低下や、粗大なＢの化合物が増えて衝撃値が低下する。従って、Ｂ量は、０．００８０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｂ量は、好ましくは、０．００７５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．００７０ｍａｓｓ％以下である。
【0046】
なお、粒界強度の改善を目的としてＢを添加する場合、ＢがＢＮを形成しては意味がない。そこで、Ｎ量の多い鋼に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とを結合させる。これらの元素は、不純物レベルでも効果があるが、不足であれば、後述する量を添加するのが好ましい。
一方、被削性改善のためにＢＮを分散させたい場合には、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。
一方、被削性改善のためにＢＮを分散させたい場合には、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。
【0047】
（１６） ０．００４＜Ｎｂ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（１７） ０．００４＜Ｔａ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（１８） ０．００４＜Ｔｉ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（１９） ０．００４＜Ｚｒ≦０．１００ｍａｓｓ％：
本発明に係る金型用鋼は、極低Ｃであり、Ｖ量も多くないため、焼入れ時にオーステナイト結晶粒界の移動を抑制するＶＣあるいはＶＣＮが不足する場合がある。この場合、焼入れ条件によっては、オーステナイト結晶粒が過度に成長しやすくなる。粒成長を抑制するには、炭化物、窒化物、あるいは炭窒化物を生成させる元素（すなわち、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、及び／又は、Ｚｒ）を添加し、マトリックス中に炭化物等を分散させることが有効である。このような効果を得るためには、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、及びＺｒの含有量は、それぞれ、０．００４ｍａｓｓ％超が好ましい。これらの元素の含有量は、それぞれ、好ましくは、０．００６ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．００８ｍａｓｓ％以上である。
（１７） ０．００４＜Ｔａ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（１８） ０．００４＜Ｔｉ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（１９） ０．００４＜Ｚｒ≦０．１００ｍａｓｓ％：
本発明に係る金型用鋼は、極低Ｃであり、Ｖ量も多くないため、焼入れ時にオーステナイト結晶粒界の移動を抑制するＶＣあるいはＶＣＮが不足する場合がある。この場合、焼入れ条件によっては、オーステナイト結晶粒が過度に成長しやすくなる。粒成長を抑制するには、炭化物、窒化物、あるいは炭窒化物を生成させる元素（すなわち、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、及び／又は、Ｚｒ）を添加し、マトリックス中に炭化物等を分散させることが有効である。このような効果を得るためには、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、及びＺｒの含有量は、それぞれ、０．００４ｍａｓｓ％超が好ましい。これらの元素の含有量は、それぞれ、好ましくは、０．００６ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．００８ｍａｓｓ％以上である。
【0048】
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、炭化物、窒化物、あるいは炭窒化物が粗大となり、衝撃値が低下する。また、これらの元素の必要以上の添加は、素材コストの上昇を招く。従って、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、及びＺｒの含有量は、それぞれ、０．１００ｍａｓｓ％以下が好ましい。これらの元素の含有量は、それぞれ、好ましくは、０．０９０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０８０ｍａｓｓ％以下である。
なお、本発明に係る金型用鋼は、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、又はＺｒのいずれか１種を含むものでも良く、あるいは、２種以上を含むものでも良い。
なお、本発明に係る金型用鋼は、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、又はＺｒのいずれか１種を含むものでも良く、あるいは、２種以上を含むものでも良い。
【0049】
（２０） ０．００３＜Ｓ≦０．２５０ｍａｓｓ％：
（２１） ０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００ｍａｓｓ％：
（２２） ０．０３＜Ｓｅ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（２３） ０．００５＜Ｔｅ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（２４） ０．０１＜Ｂｉ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（２５） ０．０３＜Ｐｂ≦０．５０ｍａｓｓ％：
本発明に係る金型用鋼は、Ｓｉ量が相対的に少なく、かつ、Ｃｒ量が相対的に多いため、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、快削成分と呼ばれる元素（すなわち、Ｓ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、及び／又はＰｂ）を添加することが有効である。このような効果を得るためには、Ｓ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、及びＰｂの含有量は、それぞれ、上記の下限値を超える量が好ましい。
Ｓの含有量は、好ましくは、０．００４ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以上である。
Ｃａの含有量は、好ましくは、０．０００６ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０００７ｍａｓｓ％以上である。
Ｓｅの含有量は、好ましくは、０．０４ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上である。
Ｔｅの含有量は、好ましくは、０．００６ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．００７ｍａｓｓ％以上である。
Ｂｉの含有量は、好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０３ｍａｓｓ％以上である。
Ｐｂの含有量は、好ましくは、０．０４ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上である。
（２１） ０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００ｍａｓｓ％：
（２２） ０．０３＜Ｓｅ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（２３） ０．００５＜Ｔｅ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（２４） ０．０１＜Ｂｉ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（２５） ０．０３＜Ｐｂ≦０．５０ｍａｓｓ％：
本発明に係る金型用鋼は、Ｓｉ量が相対的に少なく、かつ、Ｃｒ量が相対的に多いため、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、快削成分と呼ばれる元素（すなわち、Ｓ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、及び／又はＰｂ）を添加することが有効である。このような効果を得るためには、Ｓ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、及びＰｂの含有量は、それぞれ、上記の下限値を超える量が好ましい。
Ｓの含有量は、好ましくは、０．００４ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以上である。
Ｃａの含有量は、好ましくは、０．０００６ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０００７ｍａｓｓ％以上である。
Ｓｅの含有量は、好ましくは、０．０４ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上である。
Ｔｅの含有量は、好ましくは、０．００６ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．００７ｍａｓｓ％以上である。
Ｂｉの含有量は、好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０３ｍａｓｓ％以上である。
Ｐｂの含有量は、好ましくは、０．０４ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上である。
【0050】
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、熱間加工時に割れやすくなるだけでなく、衝撃値も低くなる。従って、Ｓ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、及びＰｂの含有量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
Ｓの含有量は、好ましくは、０．２２５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．２００ｍａｓｓ％以下である。
Ｃａの含有量は、好ましくは、０．１９００ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．１８００ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｅの含有量は、好ましくは、０．４８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．４６ｍａｓｓ％以下である。
Ｔｅの含有量は、好ましくは、０．０９０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０８０ｍａｓｓ％以下である。
Ｂｉの含有量は、好ましくは、０．４５０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．４００ｍａｓｓ％以下である。
Ｐｂの含有量は、好ましくは、０．４５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．４０ｍａｓｓ％以下である。
なお、本発明に係る金型用鋼は、Ｓ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、及びＰｂのいずれか１種を含むものでも良く、あるいは、２種以上を含むものでも良い。
Ｓの含有量は、好ましくは、０．２２５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．２００ｍａｓｓ％以下である。
Ｃａの含有量は、好ましくは、０．１９００ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．１８００ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｅの含有量は、好ましくは、０．４８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．４６ｍａｓｓ％以下である。
Ｔｅの含有量は、好ましくは、０．０９０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０８０ｍａｓｓ％以下である。
Ｂｉの含有量は、好ましくは、０．４５０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．４００ｍａｓｓ％以下である。
Ｐｂの含有量は、好ましくは、０．４５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．４０ｍａｓｓ％以下である。
なお、本発明に係る金型用鋼は、Ｓ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、及びＰｂのいずれか１種を含むものでも良く、あるいは、２種以上を含むものでも良い。
【0051】
［１．２． 特性］
［１．２．１． 硬さ］
本発明に係る金型用鋼は、通常、所定の硬さに調質した状態で使用される。本発明に係る金型用鋼において、成分及び熱処理条件を最適化すると、調質後の硬さは、３２ＨＲＣ以上４４ＨＲＣ以下となる。
ここで、本発明において「硬さ」とは、１５℃以上３５℃以下の温度範囲において測定されたロックウェル硬さであって、無作為に選んだ５箇所において測定された値の平均値をいう。
［１．２．１． 硬さ］
本発明に係る金型用鋼は、通常、所定の硬さに調質した状態で使用される。本発明に係る金型用鋼において、成分及び熱処理条件を最適化すると、調質後の硬さは、３２ＨＲＣ以上４４ＨＲＣ以下となる。
ここで、本発明において「硬さ」とは、１５℃以上３５℃以下の温度範囲において測定されたロックウェル硬さであって、無作為に選んだ５箇所において測定された値の平均値をいう。
【0052】
［１．２．２． 平均吸収エネルギー］
本発明に係る金型用鋼は、通常、所定の硬さに調質した状態で使用される。本発明に係る金型用鋼において、成分及び熱処理条件を最適化すると、調質後の平均吸収エネルギーは、２０Ｊ以上となる。
ここで、本発明において「吸収エネルギー」とは、ＪＩＳ Ｚ２２４２の標準試験片によって得られる値をいう。具体的には、「吸収エネルギー」とは、ノッチ底Ｒ＝１．０ｍｍ、ノッチ深さ＝２ｍｍ（ノッチ下高さ＝８ｍｍ）、ノッチ下部の試験片断面積＝８０ｍｍ2である試験片を用いて、１５℃以上３５℃以下の温度範囲において衝撃試験を行うことにより得られる値をいう。
「平均吸収エネルギー」とは、１０本の試験片の吸収エネルギーの平均値をいう。
本発明に係る金型用鋼は、通常、所定の硬さに調質した状態で使用される。本発明に係る金型用鋼において、成分及び熱処理条件を最適化すると、調質後の平均吸収エネルギーは、２０Ｊ以上となる。
ここで、本発明において「吸収エネルギー」とは、ＪＩＳ Ｚ２２４２の標準試験片によって得られる値をいう。具体的には、「吸収エネルギー」とは、ノッチ底Ｒ＝１．０ｍｍ、ノッチ深さ＝２ｍｍ（ノッチ下高さ＝８ｍｍ）、ノッチ下部の試験片断面積＝８０ｍｍ2である試験片を用いて、１５℃以上３５℃以下の温度範囲において衝撃試験を行うことにより得られる値をいう。
「平均吸収エネルギー」とは、１０本の試験片の吸収エネルギーの平均値をいう。
【0053】
［２． 金型用鋼の製造方法］
本発明に係る金型用鋼は、
（ａ）所定の成分範囲となるように配合された原料を溶解・精錬・鋳造し、
（ｂ）得られた鋳塊に対して均質化処理を行い、
（ｃ）均質化処理後の鋳塊に対して熱間加工を行い、
（ｄ）熱間加工後の素材に対して中間熱処理（焼ならし及び焼戻し）を行い、
（ｅ）中間熱処理後の素材に対して球状化焼鈍（ＳＡ）を行い、
（ｆ）球状化焼鈍後の素材に対して焼入れを行い、
（ｇ）焼入れ後の素材を矯正し、
（ｈ）矯正後の素材に対して焼戻しを行う
ことにより製造することができる。
得られた金型用鋼は、切削加工を施した後、各種の用途に用いられる。
本発明に係る金型用鋼は、
（ａ）所定の成分範囲となるように配合された原料を溶解・精錬・鋳造し、
（ｂ）得られた鋳塊に対して均質化処理を行い、
（ｃ）均質化処理後の鋳塊に対して熱間加工を行い、
（ｄ）熱間加工後の素材に対して中間熱処理（焼ならし及び焼戻し）を行い、
（ｅ）中間熱処理後の素材に対して球状化焼鈍（ＳＡ）を行い、
（ｆ）球状化焼鈍後の素材に対して焼入れを行い、
（ｇ）焼入れ後の素材を矯正し、
（ｈ）矯正後の素材に対して焼戻しを行う
ことにより製造することができる。
得られた金型用鋼は、切削加工を施した後、各種の用途に用いられる。
【0054】
なお、中間熱処理は、鋼種やサイズによっては省略される場合もあるが、通常は、行われる。ＳＡは、鋼種によっては不要になる場合がある。焼戻しは、複数回行われる場合がある。さらに、矯正の前後に焼戻し工程が入る場合もある。
各工程の条件は、特に限定されるものでははく、調質後の状態において目的とする硬さ及び平均吸収エネルギーが得られるように、最適な条件を選択するのが好ましい。
各工程の条件は、特に限定されるものでははく、調質後の状態において目的とする硬さ及び平均吸収エネルギーが得られるように、最適な条件を選択するのが好ましい。
【0055】
［３． 作用］
［３．１． 金型用鋼及び金型に要求される特性］
所定の硬さに調質された状態で各種の用途に供される金型用鋼（いわゆる、「プレハードン鋼材」）、並びに、これを用いて製造される金型及び金型部品に求められる重要な特性としては、以下の６特性が上げられる。
（１）ＳＡ性（球状化焼鈍の容易性）。
（２）焼戻し硬さ（高い耐摩耗性と高い衝撃値とを両立できる適度な焼戻し硬さ）。
（３）残留応力（金型の反りや捻れを回避できる程度の低い残留応力）。
（４）被削性（切削加工の容易性）。
（５）衝撃値（金型の大割れを回避できる程度の高い衝撃値）。
（６）耐食性（湿潤環境で使用された場合であっても発錆しない程度の高い耐食性）。
以下では、これらの６特性が必要な理由を説明する。
［３．１． 金型用鋼及び金型に要求される特性］
所定の硬さに調質された状態で各種の用途に供される金型用鋼（いわゆる、「プレハードン鋼材」）、並びに、これを用いて製造される金型及び金型部品に求められる重要な特性としては、以下の６特性が上げられる。
（１）ＳＡ性（球状化焼鈍の容易性）。
（２）焼戻し硬さ（高い耐摩耗性と高い衝撃値とを両立できる適度な焼戻し硬さ）。
（３）残留応力（金型の反りや捻れを回避できる程度の低い残留応力）。
（４）被削性（切削加工の容易性）。
（５）衝撃値（金型の大割れを回避できる程度の高い衝撃値）。
（６）耐食性（湿潤環境で使用された場合であっても発錆しない程度の高い耐食性）。
以下では、これらの６特性が必要な理由を説明する。
【0056】
［３．１．１． ＳＡ性］
球状化焼鈍（ＳＡ）とは、均質で、軟質な組織にする熱処理をいう。ＳＡ性は、良い方が好ましい。「ＳＡ性が良い」とは、簡単なＳＡ工程により均質で、軟質な組織になることを意味する。以下では、ＳＡ性が良い方が好ましい理由を述べる。
球状化焼鈍（ＳＡ）とは、均質で、軟質な組織にする熱処理をいう。ＳＡ性は、良い方が好ましい。「ＳＡ性が良い」とは、簡単なＳＡ工程により均質で、軟質な組織になることを意味する。以下では、ＳＡ性が良い方が好ましい理由を述べる。
【0057】
ＳＡ性は、金型用プレハードン鋼材の製造において問題となる。プレハードン鋼材は、最終的には焼入れ焼戻しによってその特性が調整される。しかし、焼入れ前のＳＡの状態において、組織が不均質で、軟化が不十分になっていると、焼入れ時の結晶粒が粗大化することがある。結晶粒が粗大化すると、プレハードン鋼材の特性が最適化されない。
従って、ＳＡでは均質で、軟質な組織を得ることが必須であり、そのためのＳＡ工程は簡単な方が安いコストで済む。このように、焼入れ焼戻し材の特性及び製造コストの２つの観点から、金型用鋼にはＳＡ性の良さが求められる。
従って、ＳＡでは均質で、軟質な組織を得ることが必須であり、そのためのＳＡ工程は簡単な方が安いコストで済む。このように、焼入れ焼戻し材の特性及び製造コストの２つの観点から、金型用鋼にはＳＡ性の良さが求められる。
【0058】
［３．１．２． 焼戻し硬さ］
金型の強度を確保するためには、ある程度の焼戻し硬さが必要である。焼戻し硬さが低すぎると、金型として使用中に摩耗による形状変化が発生する。一方、焼戻し硬さが高すぎると、金型形状への機械加工が困難となるだけでなく、衝撃値が低下する。そのため、金型として使用中に大割れしやすくなる。これらをバランスさせるためには、金型用鋼には、３２～４４ＨＲＣの焼戻し硬さが求められる。
金型の強度を確保するためには、ある程度の焼戻し硬さが必要である。焼戻し硬さが低すぎると、金型として使用中に摩耗による形状変化が発生する。一方、焼戻し硬さが高すぎると、金型形状への機械加工が困難となるだけでなく、衝撃値が低下する。そのため、金型として使用中に大割れしやすくなる。これらをバランスさせるためには、金型用鋼には、３２～４４ＨＲＣの焼戻し硬さが求められる。
【0059】
［３．１．３． 残留応力］
残留応力は、金型を機械加工する際に問題となる。残留応力は、焼入れ時の急冷や、焼入れ後の矯正時に発生する。プレハードン鋼材の残留応力が高いと、機械加工後の金型が所定の寸法公差を外れることがある。これは、機械加工による体積除去により残留応力の釣り合いが変化し、その結果として金型が反ったり捻れたりするためである。従って、残留応力は低い方が好ましい。
残留応力を低くする方法としては、（ａ）焼入れ応力を下げる、（ｂ）焼入れ後の矯正をしない、（ｃ）矯正後の焼戻し温度を高くする、の３つの方法がある。
残留応力は、金型を機械加工する際に問題となる。残留応力は、焼入れ時の急冷や、焼入れ後の矯正時に発生する。プレハードン鋼材の残留応力が高いと、機械加工後の金型が所定の寸法公差を外れることがある。これは、機械加工による体積除去により残留応力の釣り合いが変化し、その結果として金型が反ったり捻れたりするためである。従って、残留応力は低い方が好ましい。
残留応力を低くする方法としては、（ａ）焼入れ応力を下げる、（ｂ）焼入れ後の矯正をしない、（ｃ）矯正後の焼戻し温度を高くする、の３つの方法がある。
【0060】
１つ目の方法（焼入れ応力を下げる方法）により残留応力を低くすることは難しい。これは、焼入れ応力を下げるために焼入れ速度を遅くすると、不完全焼入れ組織となり、金型として必要な特性が得られないためである。焼入れ時に急冷が必須である以上、焼入れ応力を下げることは難しい。
一方、焼入れ性の高い鋼材の場合、焼入れ時に急冷が必須ではなくなる。しかし、一般にプレハードン鋼材は断面が大きいため、急冷を行わない場合でも中心と表面の温度差が大きくなりやすい。この大きな温度差が高い焼入れ応力を生んでしまう。
一方、焼入れ性の高い鋼材の場合、焼入れ時に急冷が必須ではなくなる。しかし、一般にプレハードン鋼材は断面が大きいため、急冷を行わない場合でも中心と表面の温度差が大きくなりやすい。この大きな温度差が高い焼入れ応力を生んでしまう。
【0061】
２つめの方法（焼入れ後の矯正をしない方法）により残留応力を低くすることも難しい。通常、焼入れには急冷が必須であるため、高い応力が発生し、鋼材が変形する（曲がる、反る）場合が多い。この変形を直して真っ直ぐにするために、鋼材を塑性変形させる矯正が必要となる。また、焼入れ前の段階で、熱間加工時の変形が残存していることもある。このような場合も焼入れ後の矯正が必要となる。
【0062】
そこで、一般には、３つめの方法（矯正後の焼戻し温度を高くする方法）を用いて残留応力を低減することが行われている。残留応力は、加熱温度が高くなるほど小さくなる。そこで、硬さの規格を満たす焼戻し温度範囲において、高めの温度で焼戻すと、残留応力を低減することができる。
【0063】
［３．１．４． 被削性］
被削性は、プレハードン鋼材を金型形状に機械加工する際に問題となる。金型には、冷却用や加熱用の流体を流す回路が必要であり、その回路となる穴をドリルで開ける。被削性の悪い鋼材は、加工速度を下げないと穴を開けられず、ドリルの摩耗も顕著となる。すなわち、低効率であり、ドリルの費用も高くなる。
被削性は、硬さの影響が大きい。しかし、同じ硬さであっても、鋼材の成分が異なると被削性も異なる場合が多い。金型用鋼には、金型として必要な特性だけでなく、高い被削性も求められる。
被削性は、プレハードン鋼材を金型形状に機械加工する際に問題となる。金型には、冷却用や加熱用の流体を流す回路が必要であり、その回路となる穴をドリルで開ける。被削性の悪い鋼材は、加工速度を下げないと穴を開けられず、ドリルの摩耗も顕著となる。すなわち、低効率であり、ドリルの費用も高くなる。
被削性は、硬さの影響が大きい。しかし、同じ硬さであっても、鋼材の成分が異なると被削性も異なる場合が多い。金型用鋼には、金型として必要な特性だけでなく、高い被削性も求められる。
【0064】
［３．１．５． 衝撃値］
衝撃値は、高い方が好ましい。衝撃値が低いと、金型として使用中に大割れしやすくなる。大割れは補修が困難であるため、大割れした金型は新品と交換しなければならない。金型費用を安くするには、金型の大割れを回避することが必要である。そのため、金型用鋼には、高い衝撃値が求められる。
衝撃値は、高い方が好ましい。衝撃値が低いと、金型として使用中に大割れしやすくなる。大割れは補修が困難であるため、大割れした金型は新品と交換しなければならない。金型費用を安くするには、金型の大割れを回避することが必要である。そのため、金型用鋼には、高い衝撃値が求められる。
【0065】
［３．１．６． 耐食性］
耐食性は、高い方が好ましい。本発明に係る金型用鋼は、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型や加工などに使用される。このような用途の金型においては、湿潤環境下での耐食性が重要である。
耐食性は、高い方が好ましい。本発明に係る金型用鋼は、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型や加工などに使用される。このような用途の金型においては、湿潤環境下での耐食性が重要である。
【0066】
射出成形等に用いられる金型は、高温多湿の環境で使用されることが多い。このような湿潤環境では、金型が錆びやすい。金型が錆びると、その部分が製品に転写され、製品の表面品質を損ねる。そのような場合、研磨で金型の錆びを除去しなければならないが、そのために多くの工数と費用が発生する。従って、金型費用を安くするには、錆びを避けることが必要である。そのため、金型用鋼には、高い耐食性が求められる。
なお、使用しない金型の保管中の錆びを防ぐことも、上記と同様の理由で重要である。
なお、使用しない金型の保管中の錆びを防ぐことも、上記と同様の理由で重要である。
【0067】
［３．２． 本発明に係る金型用鋼の特性］
本願発明の出願前において、上記の６特性のすべてが良好である鋼材が提案された例は、従来にはない。また、上記の６特性に加えて、鏡面研磨性、シボ加工性、及び／又は、熱伝導特性に優れた鋼材が提案された例は、従来にはない。
本願発明の出願前において、上記の６特性のすべてが良好である鋼材が提案された例は、従来にはない。また、上記の６特性に加えて、鏡面研磨性、シボ加工性、及び／又は、熱伝導特性に優れた鋼材が提案された例は、従来にはない。
【0068】
これに対し、本発明に係る金型用鋼は、成分（特に、Ｎｉ、Ｍｏ、及びＡｌ）が最適化されているために、ＳＡ性、焼戻し硬さ、残留応力、被削性、衝撃値、及び耐食性の６特性のすべてが良好である。具体的には、本発明に係る金型用鋼は、
（ａ）ＳＡ性がＰ２１系鋼や高Ｎｉマルテンサイト系ステンレス鋼より高く、
（ｂ）焼戻し後の硬さが３２～４４ＨＲＣの適正な値であり、
（ｃ）焼戻し後の残留応力が低く、
（ｄ）焼戻し後の被削性がマルテンサイト系ステンレス鋼より高く、
（ｅ）焼戻し後の衝撃値がＰ２１系鋼やマルテンサイト系ステンレス鋼より高く、かつ、
（ｆ）湿潤環境における焼戻し後の耐食性がＰ２１系鋼より高く、マルテンサイト系ステンレス鋼並みに高い、
という特徴がある。
（ａ）ＳＡ性がＰ２１系鋼や高Ｎｉマルテンサイト系ステンレス鋼より高く、
（ｂ）焼戻し後の硬さが３２～４４ＨＲＣの適正な値であり、
（ｃ）焼戻し後の残留応力が低く、
（ｄ）焼戻し後の被削性がマルテンサイト系ステンレス鋼より高く、
（ｅ）焼戻し後の衝撃値がＰ２１系鋼やマルテンサイト系ステンレス鋼より高く、かつ、
（ｆ）湿潤環境における焼戻し後の耐食性がＰ２１系鋼より高く、マルテンサイト系ステンレス鋼並みに高い、
という特徴がある。
【0069】
このため、本発明に係る金型用鋼は、
（Ａ）従来鋼より製造コストが低い、
（Ｂ）金型加工時の変形が非常に小さく、金型加工が容易である、
（Ｃ）金型表面を綺麗に磨くことができる、
（Ｄ）使用中に割れや錆が発生しにくい、
（Ｅ）使用しない期間中の保管時においても錆びにくい、
という利点がある。
また、本発明に係る金型用鋼は、上記の６特性の他にも、鏡面加工性やシボ加工性に優れ、熱伝導率がマルテンサイト系ステンレス鋼よりも高いという特徴も有する。
（Ａ）従来鋼より製造コストが低い、
（Ｂ）金型加工時の変形が非常に小さく、金型加工が容易である、
（Ｃ）金型表面を綺麗に磨くことができる、
（Ｄ）使用中に割れや錆が発生しにくい、
（Ｅ）使用しない期間中の保管時においても錆びにくい、
という利点がある。
また、本発明に係る金型用鋼は、上記の６特性の他にも、鏡面加工性やシボ加工性に優れ、熱伝導率がマルテンサイト系ステンレス鋼よりも高いという特徴も有する。
【実施例0070】
（実験１： Ｎｉ量の上限の検討）
［１． 試料の作製］
金型用プレハードン鋼材の製造において、ＳＡ性の良さは重要である。一般に、Ｎｉ量が増加すると、ＳＡ性は悪くなる。そこで、Ｎｉ量の上限を規定するため、Ｎｉ量がＳＡ材の硬さに及ぼす影響を調査した。鋼材には、０．１００Ｃ－０．３１Ｓｉ－０．３０Ｍｎ－０．０１８Ｐ－０．２３Ｃｕ－７．９５Ｃｒ－０．９５Ｍｏ－０．１８Ｖ－０．０５１Ａｌ－０．０４７Ｎを基本成分とする鋼（酸素量は０．００２ｍａｓｓ％）であって、Ｎｉ量の異なる７種類の鋼を用いた。
［１． 試料の作製］
金型用プレハードン鋼材の製造において、ＳＡ性の良さは重要である。一般に、Ｎｉ量が増加すると、ＳＡ性は悪くなる。そこで、Ｎｉ量の上限を規定するため、Ｎｉ量がＳＡ材の硬さに及ぼす影響を調査した。鋼材には、０．１００Ｃ－０．３１Ｓｉ－０．３０Ｍｎ－０．０１８Ｐ－０．２３Ｃｕ－７．９５Ｃｒ－０．９５Ｍｏ－０．１８Ｖ－０．０５１Ａｌ－０．０４７Ｎを基本成分とする鋼（酸素量は０．００２ｍａｓｓ％）であって、Ｎｉ量の異なる７種類の鋼を用いた。
【0071】
［２． 試験方法］
鋼材から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの角棒を切り出した。この角棒を８７０℃で１Ｈｒ保持した後、６００℃までを３０℃／Ｈｒの速度で徐冷し、さらに１５０℃までを１５０℃／Ｈｒで急冷した。熱処理後、室温でビッカース硬さを測定した。
鋼材から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの角棒を切り出した。この角棒を８７０℃で１Ｈｒ保持した後、６００℃までを３０℃／Ｈｒの速度で徐冷し、さらに１５０℃までを１５０℃／Ｈｒで急冷した。熱処理後、室温でビッカース硬さを測定した。
【0072】
［３． 結果］
図１に、ＳＡ後の硬さに及ぼすＮｉ量の影響を示す。Ｎｉ量が０．８０ｍａｓｓ％未満では、１５０ＨＶ以下の低硬度で推移しており、ＳＡ性に問題がないことが分かる。Ｎｉ量が０．８０ｍａｓｓ％以上で硬さが急増する理由は、６００℃に到達した時点で残存していたオーステナイトが後続する急冷でマルテンサイトになったためである。このような状態は、「ＳＡ不良」と呼ばれている。ＳＡ不良が生じると、低硬度にするための追加の熱処理が必要となる。そのため、素材コストが増加するだけでなく、焼入れ時に粗大粒が発生して鋼材特性を劣化させる。図１より、Ｎｉ量は０．８０ｍａｓｓ％未満とする必要があることが分かった。
図１に、ＳＡ後の硬さに及ぼすＮｉ量の影響を示す。Ｎｉ量が０．８０ｍａｓｓ％未満では、１５０ＨＶ以下の低硬度で推移しており、ＳＡ性に問題がないことが分かる。Ｎｉ量が０．８０ｍａｓｓ％以上で硬さが急増する理由は、６００℃に到達した時点で残存していたオーステナイトが後続する急冷でマルテンサイトになったためである。このような状態は、「ＳＡ不良」と呼ばれている。ＳＡ不良が生じると、低硬度にするための追加の熱処理が必要となる。そのため、素材コストが増加するだけでなく、焼入れ時に粗大粒が発生して鋼材特性を劣化させる。図１より、Ｎｉ量は０．８０ｍａｓｓ％未満とする必要があることが分かった。
【0073】
（実験２： Ｍｏ量の下限の検討）
［１． 試料の作製］
金型用プレハードン鋼材において、焼戻し硬さ３２ＨＲＣ以上を得ることは重要である。Ｍｏ量が少ないと、残留応力の低下を目的とした高温域（５１０℃を超える温度域）での焼戻しによって３２ＨＲＣ以上を得るのが難しくなる。そこで、Ｍｏ量の下限を規定するため、Ｍｏ量が焼戻し後の硬さに及ぼす影響を調査した。鋼材には、０．０９９Ｃ－０．３０Ｓｉ－０．３１Ｍｎ－０．０１７Ｐ－０．２２Ｃｕ－０．４３Ｎｉ－７．９６Ｃｒ－０．１８Ｖ－０．０５２Ａｌ－０．０４８Ｎを基本成分とする鋼（酸素量は０．００２ｍａｓｓ％）であって、Ｍｏ量の異なる６種類の鋼を用いた。
［１． 試料の作製］
金型用プレハードン鋼材において、焼戻し硬さ３２ＨＲＣ以上を得ることは重要である。Ｍｏ量が少ないと、残留応力の低下を目的とした高温域（５１０℃を超える温度域）での焼戻しによって３２ＨＲＣ以上を得るのが難しくなる。そこで、Ｍｏ量の下限を規定するため、Ｍｏ量が焼戻し後の硬さに及ぼす影響を調査した。鋼材には、０．０９９Ｃ－０．３０Ｓｉ－０．３１Ｍｎ－０．０１７Ｐ－０．２２Ｃｕ－０．４３Ｎｉ－７．９６Ｃｒ－０．１８Ｖ－０．０５２Ａｌ－０．０４８Ｎを基本成分とする鋼（酸素量は０．００２ｍａｓｓ％）であって、Ｍｏ量の異なる６種類の鋼を用いた。
【0074】
［２． 試験方法］
鋼材から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの角棒を切り出した。この角棒を９７０℃から急冷することにより焼入れした。次いで、５５５℃で７Ｈｒ焼き戻した。焼戻し後、室温でロックウェル硬さ（Ｃスケール）を測定した。
鋼材から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの角棒を切り出した。この角棒を９７０℃から急冷することにより焼入れした。次いで、５５５℃で７Ｈｒ焼き戻した。焼戻し後、室温でロックウェル硬さ（Ｃスケール）を測定した。
【0075】
［３． 結果］
図２に、５５５℃で７Ｈｒ焼き戻した後のＨＲＣ硬さに及ぼすＭｏ量の影響を示す。Ｍｏ量が０．７０ｍａｓｓ％未満では、硬さが３２ＨＲＣ未満であり、所定の硬さが得られないことが分かる。図２より、Ｍｏ量は、０．７０ｍａｓｓ％超とする必要があることが分かった。
図２に、５５５℃で７Ｈｒ焼き戻した後のＨＲＣ硬さに及ぼすＭｏ量の影響を示す。Ｍｏ量が０．７０ｍａｓｓ％未満では、硬さが３２ＨＲＣ未満であり、所定の硬さが得られないことが分かる。図２より、Ｍｏ量は、０．７０ｍａｓｓ％超とする必要があることが分かった。
【0076】
（実験３： Ａｌ量の下限の検討）
［１． 試料の作製］
金型に必要な靱性を安定して得ることは、金型用プレハードン鋼材の製造において重要である。本発明に係る金型用鋼（極低Ｃ－８Ｃｒ系）では、衝撃値がＡｌの影響を顕著に受ける。そこで、Ａｌ量の下限を規定するために、Ａｌ量が衝撃試験の吸収エネルギーに及ぼす影響を調査した。鋼材には、０．１０１Ｃ－０．３１Ｓｉ－０．３１Ｍｎ－０．０１９Ｐ－０．２２Ｃｕ－０．４４Ｎｉ－７．９６Ｃｒ－０．９６Ｍｏ－０．１９Ｖ－０．０４７Ｎを基本成分とする鋼（酸素量は０．００２ｍａｓｓ％）であって、Ａｌ量の異なる４種類の鋼を用いた。
［１． 試料の作製］
金型に必要な靱性を安定して得ることは、金型用プレハードン鋼材の製造において重要である。本発明に係る金型用鋼（極低Ｃ－８Ｃｒ系）では、衝撃値がＡｌの影響を顕著に受ける。そこで、Ａｌ量の下限を規定するために、Ａｌ量が衝撃試験の吸収エネルギーに及ぼす影響を調査した。鋼材には、０．１０１Ｃ－０．３１Ｓｉ－０．３１Ｍｎ－０．０１９Ｐ－０．２２Ｃｕ－０．４４Ｎｉ－７．９６Ｃｒ－０．９６Ｍｏ－０．１９Ｖ－０．０４７Ｎを基本成分とする鋼（酸素量は０．００２ｍａｓｓ％）であって、Ａｌ量の異なる４種類の鋼を用いた。
【0077】
［２． 試験方法］
鋼材から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの角棒を切り出した。この角棒を９７０℃から急冷することにより焼入れした。次いで、５５５℃で７Ｈｒ焼き戻し、３６ＨＲＣに調質した。この角棒から１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの衝撃試験片を作製し、室温で衝撃試験を行った。ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準じ、試験片のノッチ部は、ノッチ底Ｒ＝１．０ｍｍ、ノッチ下高さ＝８ｍｍ、ノッチ下部の試験片断面積＝８０ｍｍ2とした。いずれの鋼種も試験片を１０本用意し、吸収エネルギーの平均値で評価した。
鋼材から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの角棒を切り出した。この角棒を９７０℃から急冷することにより焼入れした。次いで、５５５℃で７Ｈｒ焼き戻し、３６ＨＲＣに調質した。この角棒から１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの衝撃試験片を作製し、室温で衝撃試験を行った。ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準じ、試験片のノッチ部は、ノッチ底Ｒ＝１．０ｍｍ、ノッチ下高さ＝８ｍｍ、ノッチ下部の試験片断面積＝８０ｍｍ2とした。いずれの鋼種も試験片を１０本用意し、吸収エネルギーの平均値で評価した。
【0078】
［３． 結果］
図３に、３６ＨＲＣ材の平均吸収エネルギーに及ぼすＡｌ量の影響を示す。Ａｌ量が０．０１０ｍａｓｓ％超では、平均吸収エネルギーが２０Ｊ以上となり、金型の割れる危険性がかなり低くなることが分かる。図３より、Ａｌ量は、０．０１０ｍａｓｓ％超とする必要があることが分かった。
さらに、Ａｌ量が０．０５０ｍａｓｓ％超になると、平均吸収エネルギーが８０Ｊを超え、金型の割れる危険性が非常に低くなることが分かる。
図３に、３６ＨＲＣ材の平均吸収エネルギーに及ぼすＡｌ量の影響を示す。Ａｌ量が０．０１０ｍａｓｓ％超では、平均吸収エネルギーが２０Ｊ以上となり、金型の割れる危険性がかなり低くなることが分かる。図３より、Ａｌ量は、０．０１０ｍａｓｓ％超とする必要があることが分かった。
さらに、Ａｌ量が０．０５０ｍａｓｓ％超になると、平均吸収エネルギーが８０Ｊを超え、金型の割れる危険性が非常に低くなることが分かる。
【0079】
（実施例１～１８、比較例１～８）
［１． 試料の作製］
表１に、評価に用いた２６鋼種の化学成分を示す。表中には記載されていないが、不純物として規定した量未満の他の元素が含まれる場合もある。
なお、比較例１は、Ｐ２１系として市販されている鋼である。比較例２は、Ｐ２０系として市販されている鋼である。比較例３は、比較例２のＰ量を多くした鋼である。比較例４は、ＳＫＤ６１である。
［１． 試料の作製］
表１に、評価に用いた２６鋼種の化学成分を示す。表中には記載されていないが、不純物として規定した量未満の他の元素が含まれる場合もある。
なお、比較例１は、Ｐ２１系として市販されている鋼である。比較例２は、Ｐ２０系として市販されている鋼である。比較例３は、比較例２のＰ量を多くした鋼である。比較例４は、ＳＫＤ６１である。
【0080】
比較例５は、本発明に係る金型用鋼と同様に８Ｃｒ系であるが、本発明と比較してＣ量とＭｏ量が少なく、Ｎｉ量が多いという特徴がある。比較例６も本発明に係る金型用鋼と同様に８Ｃｒ系であるが、本発明と比較してＣ量とＶ量が多く、Ｍｏ量が少ないという特徴がある。比較例７は、中Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼の代表的なものである。比較例８もマルテンサイト系ステンレス鋼であるが、比較例７よりもＣ量が少なく、Ｎｉ量、Ｍｏ量、Ｖ量及びＮ量が多いという特徴がある。比較例１～８は、本発明の主要な１１元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ、Ｎ）の内、少なくとも４元素が本発明に係る金型用鋼の成分範囲から外れている。
【0081】
【表1】
【0082】
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て鋼材特性を検証した。鋼材特性の検証においては、工業的な工程（プレハードン鋼材の製造、金型の調質）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ことができる。
【0083】
表１に示した２６鋼種をそれぞれ５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。次いで、熱間加工によって、高さ４０ｍｍ、幅６５ｍｍの矩形断面を有する長さ２０００ｍｍ程度の棒材を製造した。なお、熱間加工で得られた上記の棒材には、８６０～１０６０℃の均質化熱処理を施している。均質化熱処理の温度は、フェライトが存在する温度を考慮し、オーステナイト単相になるよう鋼種によって変化させた。
熱間加工で得られた棒材には、さらに１０６０℃で２Ｈｒ均熱する焼きならしと、５８０～７５０℃で８Ｈｒ均熱する焼戻しを施した。焼きならしの温度は、結晶粒径と未固溶炭化物量を考慮し、鋼種によって変化させた。焼戻しの温度は、オーステナイトが生成し始める温度（Ａc1変態点）を考慮し、鋼種によって変化させた。
熱間加工で得られた棒材には、さらに１０６０℃で２Ｈｒ均熱する焼きならしと、５８０～７５０℃で８Ｈｒ均熱する焼戻しを施した。焼きならしの温度は、結晶粒径と未固溶炭化物量を考慮し、鋼種によって変化させた。焼戻しの温度は、オーステナイトが生成し始める温度（Ａc1変態点）を考慮し、鋼種によって変化させた。
【0084】
［２． 評価］
上記の棒材から各種の試験片を作製し、（１）ＳＡ性、（２）焼戻し硬さ、（３）残留応力、（４）被削性、（５）衝撃値、及び、（６）耐食性、の６特性を調査した。
上記の棒材から各種の試験片を作製し、（１）ＳＡ性、（２）焼戻し硬さ、（３）残留応力、（４）被削性、（５）衝撃値、及び、（６）耐食性、の６特性を調査した。
【0085】
［２．１． ＳＡ性］
［２．１．１． 試験方法］
上記の棒材から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの試験片（角棒）を切り出した。試験には、窒素ガス噴射で冷却が可能な真空炉を用いた。各試験片を８４０～９４５℃の適切な温度に真空中で加熱し、１Ｈｒ保持した後、６００℃までを３０℃／ｈｒの速度で徐冷した。以降は、１５０℃までを１５０℃／Ｈｒで急冷した。加熱は、各鋼種のＡc3点や加熱温度における未固溶炭化物量を考慮して、適切な温度を選定した。
［２．１．１． 試験方法］
上記の棒材から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの試験片（角棒）を切り出した。試験には、窒素ガス噴射で冷却が可能な真空炉を用いた。各試験片を８４０～９４５℃の適切な温度に真空中で加熱し、１Ｈｒ保持した後、６００℃までを３０℃／ｈｒの速度で徐冷した。以降は、１５０℃までを１５０℃／Ｈｒで急冷した。加熱は、各鋼種のＡc3点や加熱温度における未固溶炭化物量を考慮して、適切な温度を選定した。
【0086】
上記の試験片の硬さを室温で測定した。硬さ測定の圧痕を試験片の表面の中央付近の５箇所に適当な間隔をあけて打ち、５点の平均値をＳＡ性の評価に用いた。硬さが９７ＨＲＢ（２３３ＨＶ相当）以下であれば、十分に軟質化しており、ＳＡ性は良好と判断される。但し、硬さは、Ｃ量によって異なる。一方、硬さが９７ＨＲＢを超える試験片については、もはやＨＲＢのスケールでは評価できないため、ＨＲＣのスケールで再測定した。
【0087】
［２．１．２． 結果］
表２に、結果を示す。表２中、硬さが９７ＨＲＢ以下の軟質な材料は、ＳＡ性が優れている（Superior）として「Ｓ」と標記した。一方、硬さが９７ＨＲＢを超える材料は、ＳＡ性が劣っている（Inferior）として「Ｉ」と標記した。
表２に、結果を示す。表２中、硬さが９７ＨＲＢ以下の軟質な材料は、ＳＡ性が優れている（Superior）として「Ｓ」と標記した。一方、硬さが９７ＨＲＢを超える材料は、ＳＡ性が劣っている（Inferior）として「Ｉ」と標記した。
【0088】
【表2】
【0089】
実施例１～１８は、いずれもＳＡにより９７ＨＲＢ以下に軟化した。Ｃ量の多い材料ほど硬さが高くなる傾向は認められるが、ドリルやエンドミルで金型形状に切削加工する際に全く問題のない硬さに軟化していた。実施例１～１８は、いずれも簡単なＳＡ工程で軟化しており、ＳＡ性が非常に良い。
【0090】
比較例１～８の内、比較例４、６、７は、９７ＨＲＢ以下に軟化した。これらの材料では、Ｃ量とＣｒ量が多く、Ｍｎ量とＮｉ量が少ないために炭化物の球状化が促進され、結果的にＳＡ性が良好となった。
一方、比較例１～３、５、８は、９７ＨＲＢを超えており、ＳＡ性が悪い。特に、比較例５は、本発明に係る金型用鋼よりもＣ量を減らし、Ｎｉ量を増やした材料であるが、炭化物の球状化が抑制されることから、簡単には軟質化しなかった。
一方、比較例１～３、５、８は、９７ＨＲＢを超えており、ＳＡ性が悪い。特に、比較例５は、本発明に係る金型用鋼よりもＣ量を減らし、Ｎｉ量を増やした材料であるが、炭化物の球状化が抑制されることから、簡単には軟質化しなかった。
【0091】
上記の試験工程の条件を工業的なＳＡ工程に当てはめると、
（ａ）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を炉内でＡc3点直上の所定の温度に加熱し、
（ｂ）ブロックを所定の温度に１Ｈｒ保持し、
（ｃ）そこから徐冷して炉温が６００℃になった時点でブロックを炉から取り出す、
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１～１８は９７ＨＲＢ以下に軟化した。従って、大きな金型用プレハードン鋼材（ブロック）の実生産においても、本発明に係る金型用鋼は、良好なＳＡ性を発揮すると判断される。
（ａ）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を炉内でＡc3点直上の所定の温度に加熱し、
（ｂ）ブロックを所定の温度に１Ｈｒ保持し、
（ｃ）そこから徐冷して炉温が６００℃になった時点でブロックを炉から取り出す、
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１～１８は９７ＨＲＢ以下に軟化した。従って、大きな金型用プレハードン鋼材（ブロック）の実生産においても、本発明に係る金型用鋼は、良好なＳＡ性を発揮すると判断される。
【0092】
［２．２． 焼戻し硬さ］
［２．２．１． 試験方法］
上記の棒材から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの試験片（角棒）を切り出した。試験には、窒素ガス噴射で冷却が可能な真空炉を用いた。試験片を焼入れ後に焼戻して、所定の硬さが得られるを検証した。
［２．２．１． 試験方法］
上記の棒材から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの試験片（角棒）を切り出した。試験には、窒素ガス噴射で冷却が可能な真空炉を用いた。試験片を焼入れ後に焼戻して、所定の硬さが得られるを検証した。
【0093】
各試験片の焼入れ加熱温度は、８７０～１０３０℃とした。加熱温度が鋼種によって異なる理由は、焼戻し後の強度と靱性のバランスが最良になる加熱温度が鋼種によって異なるためである。各試験片を所定の焼入れ温度に真空中で２Ｈｒ保持後、６００℃までを２０℃／ｍｉｎの速度で冷却した。以降は、１５０℃までを２℃／ｍｉｎで冷却した。その後、炉から試験片を取り出し、５０℃以下まで冷却した。この１５０℃までの焼入れ条件は、高さ３００ｍｍ、幅５００ｍｍ程度の大きな（工業的サイズの）ブロックの焼入れを模擬している。
【0094】
上記の焼入れ後、焼戻しを行った。試験片を真空中で５５５℃に加熱し、５５５℃で７Ｈｒ保持した。その後、１５０℃までを１００℃／Ｈｒで冷却した。この焼戻しは、金型用プレハードン鋼の実生産において「残留応力の引き下げ」を目的として適用される条件を模擬している。
【0095】
上記の焼戻し後、室温で硬さを測定した。硬さ測定の圧痕を試験片の表面の中央付近の５箇所に適当な間隔をあけて打ち、５点の平均値を評価に用いた。硬さが３２ＨＲＣ以上であれば、金型に必要な硬さを有していると判断される。
【0096】
［２．２．２． 結果］
表３に、結果を示す。表３中、硬さが３２ＨＲＣ以上である材料は、焼戻し硬さが優れている（Superior）として「Ｓ」と表記した。一方、硬さが３２ＨＲＣ未満である材料は、焼戻し硬さが劣っている（Inferior）として「Ｉ」と表記した。
表３に、結果を示す。表３中、硬さが３２ＨＲＣ以上である材料は、焼戻し硬さが優れている（Superior）として「Ｓ」と表記した。一方、硬さが３２ＨＲＣ未満である材料は、焼戻し硬さが劣っている（Inferior）として「Ｉ」と表記した。
【0097】
【表3】
【0098】
実施例１～１８は、いずれも硬さが３３ＨＲＣ以上となった。実施例１～１８は、いずれも、「残留応力の引き下げ」を目的とする高温加熱によっても過度に軟化せず、金型に必要な硬さを確保していた。
比較例１～８の内、比較例１～４、６～８もまた、金型に必要な硬さを確保していた。しかし、比較例５は、本発明に係る金型用鋼に比べてＣ量とＭｏ量を減らした材料であるが、Ｃ量と軟化抵抗が不足するため、２８ＨＲＣまで硬さが低下した。
比較例１～８の内、比較例１～４、６～８もまた、金型に必要な硬さを確保していた。しかし、比較例５は、本発明に係る金型用鋼に比べてＣ量とＭｏ量を減らした材料であるが、Ｃ量と軟化抵抗が不足するため、２８ＨＲＣまで硬さが低下した。
【0099】
なお、比較例５の硬さを実施例と同等の３７ＨＲＣにするには、７Ｈｒ保持の焼戻し温度を５０５℃まで下げなければならないことが、別の実験から判明している。一方、比較例６は、４４ＨＲＣを超えているが、焼戻し温度を５５５℃より高くすれば３２～４４ＨＲＣに調湿することができる。
【0100】
上記の試験工程の条件を工業的な焼入れ・焼戻し工程に当てはめると、
（ａ）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を焼入れ、
（ｂ）残留応力の引き下げを兼ねた５５５℃で７Ｈｒ保持する焼戻しを行う、
という条件に該当する。
あるいは、
（ａ）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を焼入れ、
（ｂ）置き割れ（焼入れ後、焼戻しを待つ間に割れてしまう現象）を防止するため、４５０℃以下で焼戻しを行い、
（ｃ）その後に、残留応力を引き下げを兼ねた５５５℃で７Ｈｒ保持する焼戻しを行う、
という条件に該当する。
（ａ）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を焼入れ、
（ｂ）残留応力の引き下げを兼ねた５５５℃で７Ｈｒ保持する焼戻しを行う、
という条件に該当する。
あるいは、
（ａ）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を焼入れ、
（ｂ）置き割れ（焼入れ後、焼戻しを待つ間に割れてしまう現象）を防止するため、４５０℃以下で焼戻しを行い、
（ｃ）その後に、残留応力を引き下げを兼ねた５５５℃で７Ｈｒ保持する焼戻しを行う、
という条件に該当する。
【0101】
このような実生産を模擬した焼入れ・焼戻し工程において、実施例１～１８は３３ＨＲＣ以上の焼戻し硬さを確保した。従って、大きな金型用プレハードン鋼材の実生産においても、残留応力の引き下げを目的とした高温加熱で、本発明に係る金型用鋼は過度に軟化せず、３２ＨＲＣ以上の硬さを確保できると判断される。
【0102】
［２．３． 残留応力］
［２．３．１． 試験方法］
上記の通り、残留応力の引き下げを兼ねた焼戻し（５５５℃で７Ｈｒ保持）でも、実施例１～１８は３２ＨＲＣ以上を確保できた。そこで、この加熱条件で残留応力が本当に問題ないレベルまで低下するかを評価した。
［２．３．１． 試験方法］
上記の通り、残留応力の引き下げを兼ねた焼戻し（５５５℃で７Ｈｒ保持）でも、実施例１～１８は３２ＨＲＣ以上を確保できた。そこで、この加熱条件で残留応力が本当に問題ないレベルまで低下するかを評価した。
【0103】
上記の棒材から、大きさが２５ｍｍ×４０ｍｍ×５０ｍｍであり、表面が滑らかである２枚の試験片を準備した。これらの試験片に対して、上述した「焼戻し硬さ」の実験と同じ条件で真空焼入れを行った。焼入れ後、割れを防止するために、３００℃で２Ｈｒ保持して冷却した。さらに、試験片の表面にショットブラストを施した。
【0104】
ショットブラストの目的は、加工硬化による残留応力を導入することである。金型用プレハードン鋼の実生産で問題となる残留応力は、焼入れや矯正によって発生するが、その焼入れや矯正による残留応力をショットブラストによる加工硬化で模擬・代用した。
６特性の評価においては、サイズの小さなインゴットから、それより小さな棒材を製造し、これを評価用の素材として用いている。この素材から、さらに小さな試験片を作製している。試験片が小さいことから焼入れ応力も大きくならず、素材の矯正も行われないため、実生産に近い高い残留応力の導入が難しい。そこで、加工硬化による残留応力の導入という実現象の模擬に、同じく加工硬化を引き起こすショットブラストを用いた。
６特性の評価においては、サイズの小さなインゴットから、それより小さな棒材を製造し、これを評価用の素材として用いている。この素材から、さらに小さな試験片を作製している。試験片が小さいことから焼入れ応力も大きくならず、素材の矯正も行われないため、実生産に近い高い残留応力の導入が難しい。そこで、加工硬化による残留応力の導入という実現象の模擬に、同じく加工硬化を引き起こすショットブラストを用いた。
【0105】
上記のショットブラスト後、２枚の試験片の内、１枚目の試験片には、５０５℃で７Ｈｒ保持の真空加熱を行い、１５０℃までを１００℃／Ｈｒで冷却した。残留応力の引き下げを目的とした加熱は、一般的には５１０℃を超えた温度域で実施されることから、５０５℃の加熱温度はかなり低温である。
一方、２枚目の試験片には、５５５℃で７Ｈｒの真空加熱を行い、１５０℃までを１００℃／Ｈｒで冷却した。この加熱条件は、「焼戻し硬さ」の実験と同じであり、残留応力の引き下げを兼ねた焼戻しと位置づけられる。
５０５℃又は５５５℃で焼戻しを行った後、残留応力を測定した。
一方、２枚目の試験片には、５５５℃で７Ｈｒの真空加熱を行い、１５０℃までを１００℃／Ｈｒで冷却した。この加熱条件は、「焼戻し硬さ」の実験と同じであり、残留応力の引き下げを兼ねた焼戻しと位置づけられる。
５０５℃又は５５５℃で焼戻しを行った後、残留応力を測定した。
【0106】
［２．３．２． 結果］
表４に、結果を示す。表４中、残留応力の絶対値が１００ＭＰａ以下である材料は、残留応力の引き下げが優れている（Superior）として「Ｓ」と表記した。一方、残留応力の絶対値が２００ＭＰａ以上である材料は、残留応力の引き下げが劣っている（Inferior）として「Ｉ」と表記した。
表４に、結果を示す。表４中、残留応力の絶対値が１００ＭＰａ以下である材料は、残留応力の引き下げが優れている（Superior）として「Ｓ」と表記した。一方、残留応力の絶対値が２００ＭＰａ以上である材料は、残留応力の引き下げが劣っている（Inferior）として「Ｉ」と表記した。
【0107】
【表4】
【0108】
５０５℃の焼戻しでは、実施例１～１８、及び、比較例１～８の残留応力は、いずれも、およそ－３６０～－２５０ＭＰａであり、強い圧縮応力の残存が確認された。一方、５５５℃の焼戻しでは、実施例１～１８、及び、比較例１～８の残留応力は、いずれも、およそ－７０～－４０ＭＰａであり、圧縮応力が大幅に低下した。残留応力に関しては、鋼材成分よりも加熱温度が大きく影響することが分かった。
【0109】
上記の試験工程の条件を工業的な焼入れ・焼戻し工程に当てはめると、
（ａ）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を焼入れ、
（ｂ）残留応力の引き下げを兼ねた５５５℃で７Ｈｒ保持する焼戻しを行う、
という条件に該当する。
あるいは、
（ａ）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を焼入れ、
（ｂ）置き割れ（焼入れ後、焼戻しを待つ間に割れてしまう現象）を防止するため４５０℃以下で焼戻しを行い、
（ｃ）その後に、残留応力を引き下げを兼ねた５５５℃で７Ｈｒ保持する焼戻しを行う、
という条件に該当する。
（ａ）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を焼入れ、
（ｂ）残留応力の引き下げを兼ねた５５５℃で７Ｈｒ保持する焼戻しを行う、
という条件に該当する。
あるいは、
（ａ）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を焼入れ、
（ｂ）置き割れ（焼入れ後、焼戻しを待つ間に割れてしまう現象）を防止するため４５０℃以下で焼戻しを行い、
（ｃ）その後に、残留応力を引き下げを兼ねた５５５℃で７Ｈｒ保持する焼戻しを行う、
という条件に該当する。
【0110】
このような実生産を模擬した焼入れ・焼戻し工程において、本発明に係る金型用鋼の残留応力の絶対値は、１００ＭＰａ以下に低下した。従って、大きな金型用プレハードン鋼材の実生産においても、残留応力の引き下げを目的とした高温加熱で本発明に係る金型用鋼は残留応力が十分に低下し、かつ、３２ＨＲＣ以上の硬さを確保できると判断される。
なお、残留応力の符号や絶対値は、条件（形状、焼入れ速度、矯正の程度など）によって異なるため、表４の数値が常に得られるわけではない。重要なことは、５５５℃に加熱すれば、５１０℃以下の加熱の場合よりも残留応力を大幅に引き下げられるという事実である。
残留応力を引き下げる効果は５１０℃を超える温度域への加熱で顕著なため、高めの硬さが必要な場合は、５１０℃を超え５５５℃未満の温度域に加熱すれば良い。
また、残留応力のさらなる引き下げのため、３２ＨＲＣ以上が得られる範囲内であれば、５５５℃を超える温度域に加熱しても良い。
なお、残留応力の引き下げ効果を検証する［２．３．１．］の実験では、保持時間を７Ｈｒとしたが、生産性や残留応力の許容レベルや炉の性能などから、保持時間は７Ｈｒ未満でも良いし、７Ｈｒを超えても良い。所要の硬さと低い残留応力が得られる温度と時間の組み合わせを選定すれば良い。
なお、残留応力の符号や絶対値は、条件（形状、焼入れ速度、矯正の程度など）によって異なるため、表４の数値が常に得られるわけではない。重要なことは、５５５℃に加熱すれば、５１０℃以下の加熱の場合よりも残留応力を大幅に引き下げられるという事実である。
残留応力を引き下げる効果は５１０℃を超える温度域への加熱で顕著なため、高めの硬さが必要な場合は、５１０℃を超え５５５℃未満の温度域に加熱すれば良い。
また、残留応力のさらなる引き下げのため、３２ＨＲＣ以上が得られる範囲内であれば、５５５℃を超える温度域に加熱しても良い。
なお、残留応力の引き下げ効果を検証する［２．３．１．］の実験では、保持時間を７Ｈｒとしたが、生産性や残留応力の許容レベルや炉の性能などから、保持時間は７Ｈｒ未満でも良いし、７Ｈｒを超えても良い。所要の硬さと低い残留応力が得られる温度と時間の組み合わせを選定すれば良い。
【0111】
［２．４． 被削性］
［２．４．１． 試験方法］
上記の棒材から、２５ｍｍ×４０ｍｍ×２００ｍｍの試験片を切り出した。これらの試験片に対して、上述した「焼戻し硬さ」の実験と同じ条件で真空焼入れを行った。引き続き、真空中での焼戻しによって各棒材を３７ＨＲＣに調質した。焼戻し条件は、鋼種によって温度と時間の組み合わせを適正に選定した。
［２．４．１． 試験方法］
上記の棒材から、２５ｍｍ×４０ｍｍ×２００ｍｍの試験片を切り出した。これらの試験片に対して、上述した「焼戻し硬さ」の実験と同じ条件で真空焼入れを行った。引き続き、真空中での焼戻しによって各棒材を３７ＨＲＣに調質した。焼戻し条件は、鋼種によって温度と時間の組み合わせを適正に選定した。
【0112】
上記の棒材に、直径５ｍｍで深さ２０ｍｍの穴をドリルで開ける被削性試験を行った。ドリルには、ＳＫＨ５１製で表面処理なしのタイプを用いた。被削性は、ＶＬ１０００で評価した。ここで、「ＶＬ１０００」とは、切削距離（＝穴の深さ２０ｍｍ×開けられた穴の数）が１０００ｍｍ（穴５０個に相当）に到達した時点でドリルが寿命となる加工速度（ｍ／ｍｉｎ）をいう。ＶＬ１０００は加工効率の指標であり、この値が大きいほど高速で穴が開けられるため、加工効率に優れた被削性の良い鋼と判断できる。
【0113】
［２．４．２． 結果］
表５に、結果を示す。なお、ＶＬ１０００が２０ｍ／ｍｉｎ以上の鋼種は、金型の加工において良好な被削性を有する。そのため、表５中、ＶＬ１０００が２０ｍｍ／ｍｉｎ以上である材料は、被削性が優れている（Superior）として「Ｓ」と表記した。一方、ＶＬ１０００が２０ｍｍ／ｍｉｎ未満である材料は、被削性が劣っている（Inferior）として「Ｉ」と表記した。
表５に、結果を示す。なお、ＶＬ１０００が２０ｍ／ｍｉｎ以上の鋼種は、金型の加工において良好な被削性を有する。そのため、表５中、ＶＬ１０００が２０ｍｍ／ｍｉｎ以上である材料は、被削性が優れている（Superior）として「Ｓ」と表記した。一方、ＶＬ１０００が２０ｍｍ／ｍｉｎ未満である材料は、被削性が劣っている（Inferior）として「Ｉ」と表記した。
【0114】
【表5】
【0115】
実施例１～１８のＶＬ１０００は、いずれも２２ｍ／ｍｉｎ以上であった。同様に、比較例１～６のＶＬ１０００は、いずれも２２ｍ／ｍｉｎ以上であった。しかし、比較例７及び比較例８のＶＬ１０００は、いずれも１８ｍ／ｍｉｎ以下であった。
実際に、比較例７及び比較例８は、金型の加工において被削性の悪い鋼種として知られている。一方、比較例１は、金型の加工において被削性が良いと言われており、ＶＬ１０００は２９ｍ／ｍｉｎと大きかった。比較例５は、本発明に係る金型用鋼と同様に極低Ｃ－８Ｃｒ系であるが、本発明に係る金型用鋼と同等のＶＬ１０００を示した。評価したすべての鋼種の全体的な傾向として、Ｐ量、Ｓ量及び／又はＣｕ量が相対的に多い鋼は、被削性が良好であった。
実際に、比較例７及び比較例８は、金型の加工において被削性の悪い鋼種として知られている。一方、比較例１は、金型の加工において被削性が良いと言われており、ＶＬ１０００は２９ｍ／ｍｉｎと大きかった。比較例５は、本発明に係る金型用鋼と同様に極低Ｃ－８Ｃｒ系であるが、本発明に係る金型用鋼と同等のＶＬ１０００を示した。評価したすべての鋼種の全体的な傾向として、Ｐ量、Ｓ量及び／又はＣｕ量が相対的に多い鋼は、被削性が良好であった。
【0116】
上記の試験工程の条件を工業的な金型の製造工程に当てはめると、
（ａ）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に対して焼入れ・焼戻しを行い、ブロックを３７ＨＲＣに調質し、
（ｂ）そのブロックから金型を製造するに際し、ドリル加工を行う、
という条件に該当する。
このような実生産を模擬した金型の製造工程において、本発明に係る金型用鋼のＶＬ１０００は良好であった。従って、大きな金型用プレハードン鋼材から金型を機械加工するという実生産においても、本発明に係る金型用鋼は十分な被削性を確保できると判断される。
（ａ）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に対して焼入れ・焼戻しを行い、ブロックを３７ＨＲＣに調質し、
（ｂ）そのブロックから金型を製造するに際し、ドリル加工を行う、
という条件に該当する。
このような実生産を模擬した金型の製造工程において、本発明に係る金型用鋼のＶＬ１０００は良好であった。従って、大きな金型用プレハードン鋼材から金型を機械加工するという実生産においても、本発明に係る金型用鋼は十分な被削性を確保できると判断される。
【0117】
［２．５． 衝撃値］
［２．５．１． 試験方法］
上記の棒材から、１１ｍｍ×１１ｍｍ×５５ｍｍの角棒を切り出し、上述した「被削性」の実験と同じ条件で熱処理し、３７ＨＲＣに調質した。この角棒から１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの衝撃試験片を作製し、室温で衝撃試験を行った。ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準じ、試験片中央にはＵノッチを設け、ノッチ底Ｒ＝１．０ｍｍ、ノッチ下高さ＝８ｍｍ、ノッチ下部の試験片断面積＝８０ｍｍ2とした。いずれの鋼種とも１０本の試験片を作製し、吸収エネルギーの平均値を算出した。
［２．５．１． 試験方法］
上記の棒材から、１１ｍｍ×１１ｍｍ×５５ｍｍの角棒を切り出し、上述した「被削性」の実験と同じ条件で熱処理し、３７ＨＲＣに調質した。この角棒から１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの衝撃試験片を作製し、室温で衝撃試験を行った。ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準じ、試験片中央にはＵノッチを設け、ノッチ底Ｒ＝１．０ｍｍ、ノッチ下高さ＝８ｍｍ、ノッチ下部の試験片断面積＝８０ｍｍ2とした。いずれの鋼種とも１０本の試験片を作製し、吸収エネルギーの平均値を算出した。
【0118】
［２．５．２． 結果］
表６に、結果を示す。なお、平均吸収エネルギーが２０Ｊ以上では金型が割れる危険性がかなり低くなるという経験則がある。そのため、表６中、平均吸収エネルギーが２０Ｊ以上である材料は、靱性が優れている（Superior）として「Ｓ」と表記した。一方、平均吸収エネルギーが２０Ｊ未満である材料は、靱性が劣っている（Inferior）として「Ｉ」と表記した。
表６に、結果を示す。なお、平均吸収エネルギーが２０Ｊ以上では金型が割れる危険性がかなり低くなるという経験則がある。そのため、表６中、平均吸収エネルギーが２０Ｊ以上である材料は、靱性が優れている（Superior）として「Ｓ」と表記した。一方、平均吸収エネルギーが２０Ｊ未満である材料は、靱性が劣っている（Inferior）として「Ｉ」と表記した。
【0119】
【表6】
【0120】
実施例１～１８の平均吸収エネルギーは、いずれも８０Ｊを超える高い値となった。比較例１～８の内、平均吸収エネルギーが２０Ｊ以上となるのは、比較例４と比較例６の２鋼種だけであった。特に、比較例５は、比較例６や実施例１～１８と同様に８Ｃｒ鋼であるが、Ａｌが０．００３ｍａｓｓ％と低いことから、平均吸収エネルギーは１０Ｊと非常に低かった。
【0121】
上記の試験工程の条件を工業的なプレハードン鋼材の製造工程に当てはめると、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に対して焼入れ・焼戻しを行い、３７ＨＲＣに調質した、という条件に該当する。
このような実生産を模擬したプレハードン鋼材の製造工程において、本発明に係る金型用鋼の平均吸収エネルギーは非常に高かった。従って、実生産で製造される大きな金型用プレハードン鋼材においても、本発明に係る金型用鋼は十分な平均吸収エネルギーを確保できると判断される。
このような実生産を模擬したプレハードン鋼材の製造工程において、本発明に係る金型用鋼の平均吸収エネルギーは非常に高かった。従って、実生産で製造される大きな金型用プレハードン鋼材においても、本発明に係る金型用鋼は十分な平均吸収エネルギーを確保できると判断される。
【0122】
［２．６． 耐食性］
［２．６．１． 試験方法］
上記の棒材から、４１ｍｍ×２１ｍｍ×５１ｍｍの板を切り出し、上述した「被削性」の実験と同じ条件で熱処理し、３７ＨＲＣに調質した。この板から、４０ｍｍ×２０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を作製し、表面を鏡面状態に研磨した。この試験片を、気温：５０℃、湿度：９８％という高温かつ湿潤な環境下に２Ｈｒ暴露し、発錆状況を比較した。
［２．６．１． 試験方法］
上記の棒材から、４１ｍｍ×２１ｍｍ×５１ｍｍの板を切り出し、上述した「被削性」の実験と同じ条件で熱処理し、３７ＨＲＣに調質した。この板から、４０ｍｍ×２０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を作製し、表面を鏡面状態に研磨した。この試験片を、気温：５０℃、湿度：９８％という高温かつ湿潤な環境下に２Ｈｒ暴露し、発錆状況を比較した。
【0123】
［２．６．２． 結果］
表７に、結果を示す。なお、表７中、発錆なしの材料は、耐食性が優れている（Superior）として「Ｓ」と表記した。一方、発錆が認められた材料は、耐食性が劣っている（Inferior）として「Ｉ」と表記した。
表７に、結果を示す。なお、表７中、発錆なしの材料は、耐食性が優れている（Superior）として「Ｓ」と表記した。一方、発錆が認められた材料は、耐食性が劣っている（Inferior）として「Ｉ」と表記した。
【0124】
【表7】
【0125】
実施例１～１８は、いずれも錆が発生しなかった。一方、比較例の内、錆が発生しなかったのは、比較例５、比較例７、及び比較例８の３鋼種であった。比較例７及び比較例８は、ステンレス鋼であるため、耐食性に優れている。
比較例５は、本発明に係る金型用鋼と同様に８Ｃｒ鋼であり、ステンレス鋼ではないが、ステンレス鋼と同等の高い耐食性を有していた。この理由は、Ｃ量が少ないために固溶Ｃｒ量が多いためと考えられる。
比較例６は、比較例５や実施例１～１８と同様に８Ｃｒ鋼であるが、耐食性が劣化した。これは、Ｃ量が多いことからＣｒが炭化物として消費され、固溶Ｃｒが少なくなるためと考えられる。
比較例５は、本発明に係る金型用鋼と同様に８Ｃｒ鋼であり、ステンレス鋼ではないが、ステンレス鋼と同等の高い耐食性を有していた。この理由は、Ｃ量が少ないために固溶Ｃｒ量が多いためと考えられる。
比較例６は、比較例５や実施例１～１８と同様に８Ｃｒ鋼であるが、耐食性が劣化した。これは、Ｃ量が多いことからＣｒが炭化物として消費され、固溶Ｃｒが少なくなるためと考えられる。
【0126】
上記の試験工程の条件を工業的な金型の製造工程に当てはめると、
（ａ）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に対して焼入れ・焼戻しを行い、ブロックを３７ＨＲＣに調質し、
（ｂ）そのブロックから金型を作製して鏡面状態に研磨した、
という条件に該当する。
このような実生産を模擬した金型の製造工程において、本発明に係る金型用鋼は、高温かつ湿潤な環境でも錆が発生しなかった。従って、実生産で製造される大きな金型用プレハードン鋼材においても、本発明に係る金型用鋼は高い耐食性を発揮すると判断される。
（ａ）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に対して焼入れ・焼戻しを行い、ブロックを３７ＨＲＣに調質し、
（ｂ）そのブロックから金型を作製して鏡面状態に研磨した、
という条件に該当する。
このような実生産を模擬した金型の製造工程において、本発明に係る金型用鋼は、高温かつ湿潤な環境でも錆が発生しなかった。従って、実生産で製造される大きな金型用プレハードン鋼材においても、本発明に係る金型用鋼は高い耐食性を発揮すると判断される。
【0127】
［３． 総括］
表８に、表２～表７の結果をまとめて示す。実施例１～１８は、６つの重要な特性がすべて「Ｓ」である。一方、比較例１～８には、少なくとも１つの「Ｉ」がある。このように、実施例１～１８は、（１）ＳＡ性の良さ、（２）３２～４４ＨＣＲの焼戻し硬さ、（３）残留応力の低さ、（４）被削性の良さ、（５）衝撃値の高さ、及び、（６）耐食性の良さ、を具備していることが分かった。
表８に、表２～表７の結果をまとめて示す。実施例１～１８は、６つの重要な特性がすべて「Ｓ」である。一方、比較例１～８には、少なくとも１つの「Ｉ」がある。このように、実施例１～１８は、（１）ＳＡ性の良さ、（２）３２～４４ＨＣＲの焼戻し硬さ、（３）残留応力の低さ、（４）被削性の良さ、（５）衝撃値の高さ、及び、（６）耐食性の良さ、を具備していることが分かった。
【0128】
【表8】
【0129】
［４． 汎用性］
特性の検証では溶製の棒材を例として挙げたが、本発明に係る金型用鋼を粉末、ブロック、線材、あるいは板材にして利用することもできる。
例えば、本発明に係る金型用鋼を粉末にすれば、その粉末を積層造形（ＳＬＭ方式やＬＭＤ方式など）やプラズマ肉盛溶接（ＰＰＷ）のような各種の逐次造形に適用できる。
本発明に係る金型用鋼を溶製のブロックにすれば、そのブロックから金型や部品を製造することもできる。
本発明に係る金型用鋼を溶製の棒材又は線材とすれば、その棒材又は線材を、ＴＩＧやレーザー溶接などを用いて肉盛る逐次造形や補修に適用できる。
特性の検証では溶製の棒材を例として挙げたが、本発明に係る金型用鋼を粉末、ブロック、線材、あるいは板材にして利用することもできる。
例えば、本発明に係る金型用鋼を粉末にすれば、その粉末を積層造形（ＳＬＭ方式やＬＭＤ方式など）やプラズマ肉盛溶接（ＰＰＷ）のような各種の逐次造形に適用できる。
本発明に係る金型用鋼を溶製のブロックにすれば、そのブロックから金型や部品を製造することもできる。
本発明に係る金型用鋼を溶製の棒材又は線材とすれば、その棒材又は線材を、ＴＩＧやレーザー溶接などを用いて肉盛る逐次造形や補修に適用できる。
【0130】
あるいは、本発明に係る金型用鋼を板材とし、複数の板材を接合することによって、金型や部品を製造することも可能である。
もちろん、本発明に係る金型用鋼からなる分割形式の金型や部品を作製し、これらを接合することによって、金型や部品を製造することも可能である。
上記の通り、本発明に係る金型用鋼は、様々な形状に適用することができる。また、本発明に係る金型用鋼からなる様々な形状の素材及び様々な方法を用いて、金型や部品の製造や補修を行うことが可能となる。
もちろん、本発明に係る金型用鋼からなる分割形式の金型や部品を作製し、これらを接合することによって、金型や部品を製造することも可能である。
上記の通り、本発明に係る金型用鋼は、様々な形状に適用することができる。また、本発明に係る金型用鋼からなる様々な形状の素材及び様々な方法を用いて、金型や部品の製造や補修を行うことが可能となる。
【0131】
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】
【0132】
本発明に係る金型用鋼は、プラスチックや樹脂の射出成型やブロー成型、ゴムの成形、繊維強化プラスチック（ＦＲＰ、ＣＦＰＲ、ＣＦＲＴＰ、ＧＦＲＰなど）の成形などに用いられる金型や金型部品に使用することができる。
また、本発明に係る調質後の金型用鋼と表面改質（ショットブラスト、サンドブラスト、窒化、ＰＶＤ、ＰＣＶＤ、ＣＶＤ、メッキなど）とを組み合わせることも有効である。本発明に係る調質後の金型用鋼の表面に、薬液による腐食、機械加工、レーザー加工などによって凹凸の模様を与え（「シボ加工」と呼ばれる）、その模様をプラスチックや樹脂の製品の転写させて付加価値を与える使い方も可能である。
さらに、本発明に係る金型用鋼は、積層造形に使用される粉末や板にも適用できる。棒材や線材にして、金型や金型部品の溶接補修に用いることもできる。
また、本発明に係る調質後の金型用鋼と表面改質（ショットブラスト、サンドブラスト、窒化、ＰＶＤ、ＰＣＶＤ、ＣＶＤ、メッキなど）とを組み合わせることも有効である。本発明に係る調質後の金型用鋼の表面に、薬液による腐食、機械加工、レーザー加工などによって凹凸の模様を与え（「シボ加工」と呼ばれる）、その模様をプラスチックや樹脂の製品の転写させて付加価値を与える使い方も可能である。
さらに、本発明に係る金型用鋼は、積層造形に使用される粉末や板にも適用できる。棒材や線材にして、金型や金型部品の溶接補修に用いることもできる。
【図1】
【図2】
【図3】