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(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】P2024165785
(43)【公開日】2024-11-28
(54)【発明の名称】鋼材及び金型
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20241121BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20241121BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20241121BHJP
C21D 1/32 20060101ALN20241121BHJP
C21D 8/06 20060101ALN20241121BHJP
C21D 9/00 20060101ALN20241121BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302E
C22C38/00 301H
C22C38/58
C22C38/60
C21D1/32
C21D8/06 A
C21D9/00 M
【審査請求】未請求
【請求項の数】4
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2023082279
(22)【出願日】2023-05-18
(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
【テーマコード（参考）】
4K032
4K042
【Ｆターム（参考）】
4K032AA01
4K032AA02
4K032AA03
4K032AA05
4K032AA08
4K032AA09
4K032AA11
4K032AA12
4K032AA14
4K032AA16
4K032AA17
4K032AA20
4K032AA21
4K032AA22
4K032AA23
4K032AA26
4K032AA27
4K032AA28
4K032AA29
4K032AA30
4K032AA31
4K032AA33
4K032AA34
4K032AA35
4K032AA36
4K032AA37
4K032AA39
4K032BA00
4K032BA02
4K032CA03
4K032CF02
4K032CF03
4K042AA24
4K042AA25
4K042BA02
4K042BA03
4K042BA04
4K042BA05
4K042BA11
4K042BA14
4K042CA02
4K042CA03
4K042CA04
4K042CA05
4K042CA06
4K042CA07
4K042CA08
4K042CA09
4K042CA10
4K042CA12
4K042CA13
4K042DA01
4K042DA02
4K042DA03
4K042DA04
4K042DB07
4K042DC02
4K042DC03
4K042DC04
4K042DD05
4K042DE02
4K042DE03
4K042DE05
4K042DE06
(57)【要約】
【課題】ＨＴ方案とＰＨ方案の双方に適用でき、製造性（ＳＡ性及び／又は被削性）を著しく損なうことなく、耐久性（耐ヒートチェック性及び／又は耐大割れ性）に優れた金型を製造することが可能な鋼材、及び、この鋼材から製造される金型を提供すること。
【解決手段】鋼材は、０．２３≦Ｃ≦０．３９ｍａｓｓ％、０．０３≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％、６．６０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦７．４０ｍａｓｓ％、Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５０、Ｍｎ≧０．６０ｍａｓｓ％、Ｃｒ≦６．６０ｍａｓｓ％、Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４ｍａｓｓ％、０．０１≦Ｓｉ≦０．４０ｍａｓｓ％、２．００≦Ｍｏ≦３．５０ｍａｓｓ％、０．００１≦Ａｌ≦０．０８０ｍａｓｓ％、及び、０．００３≦Ｎ≦０．０４０ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。金型は、このような鋼材から製造され、質量が２０００ｋｇ以上である。
【選択図】図１
【解決手段】鋼材は、０．２３≦Ｃ≦０．３９ｍａｓｓ％、０．０３≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％、６．６０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦７．４０ｍａｓｓ％、Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５０、Ｍｎ≧０．６０ｍａｓｓ％、Ｃｒ≦６．６０ｍａｓｓ％、Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４ｍａｓｓ％、０．０１≦Ｓｉ≦０．４０ｍａｓｓ％、２．００≦Ｍｏ≦３．５０ｍａｓｓ％、０．００１≦Ａｌ≦０．０８０ｍａｓｓ％、及び、０．００３≦Ｎ≦０．０４０ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。金型は、このような鋼材から製造され、質量が２０００ｋｇ以上である。
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
０．２３≦Ｃ≦０．３９ｍａｓｓ％、
０．０３≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％、
６．６０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦７．４０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５０、
Ｍｎ≧０．６０ｍａｓｓ％、
Ｃｒ≦６．６０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｓｉ≦０．４０ｍａｓｓ％、
２．００≦Ｍｏ≦３．５０ｍａｓｓ％、
０．００１≦Ａｌ≦０．０８０ｍａｓｓ％、及び、
０．００３≦Ｎ≦０．０４０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼材。
０．０３≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％、
６．６０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦７．４０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５０、
Ｍｎ≧０．６０ｍａｓｓ％、
Ｃｒ≦６．６０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｓｉ≦０．４０ｍａｓｓ％、
２．００≦Ｍｏ≦３．５０ｍａｓｓ％、
０．００１≦Ａｌ≦０．０８０ｍａｓｓ％、及び、
０．００３≦Ｎ≦０．０４０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼材。
【請求項2】
さらに、下記Ａ～Ｄ群のうちから選ばれた１群又は２群以上を含有する請求項１に記載の鋼材。
Ａ群：
０．３０＜Ｗ≦２．００ｍａｓｓ％、及び、
０．３０＜Ｃｏ≦１．００ｍａｓｓ％
のうちから選ばれた１種又は２種
Ｂ群：
０．０００２＜Ｂ≦０．００８０ｍａｓｓ％
Ｃ群：
０．００６＜Ｓ≦０．１８０ｍａｓｓ％、
０．０００５＜Ｃａ≦０．０５００ｍａｓｓ％、
０．０３＜Ｓｅ≦０．５０ｍａｓｓ％、
０．００５＜Ｔｅ≦０．１００ｍａｓｓ％、
０．０１＜Ｂｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、及び、
０．０３＜Ｐｂ≦０．５０ｍａｓｓ％
のうちから選ばれた１種又は２種以上
Ｄ群：
０．００４＜Ｎｂ≦０．１００ｍａｓｓ％、
０．００４＜Ｔａ≦０．１００ｍａｓｓ％、
０．００４＜Ｔｉ≦０．１００ｍａｓｓ％、及び、
０．００４＜Ｚｒ≦０．１００ｍａｓｓ％
のうちから選ばれた１種又は２種以上
Ａ群：
０．３０＜Ｗ≦２．００ｍａｓｓ％、及び、
０．３０＜Ｃｏ≦１．００ｍａｓｓ％
のうちから選ばれた１種又は２種
Ｂ群：
０．０００２＜Ｂ≦０．００８０ｍａｓｓ％
Ｃ群：
０．００６＜Ｓ≦０．１８０ｍａｓｓ％、
０．０００５＜Ｃａ≦０．０５００ｍａｓｓ％、
０．０３＜Ｓｅ≦０．５０ｍａｓｓ％、
０．００５＜Ｔｅ≦０．１００ｍａｓｓ％、
０．０１＜Ｂｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、及び、
０．０３＜Ｐｂ≦０．５０ｍａｓｓ％
のうちから選ばれた１種又は２種以上
Ｄ群：
０．００４＜Ｎｂ≦０．１００ｍａｓｓ％、
０．００４＜Ｔａ≦０．１００ｍａｓｓ％、
０．００４＜Ｔｉ≦０．１００ｍａｓｓ％、及び、
０．００４＜Ｚｒ≦０．１００ｍａｓｓ％
のうちから選ばれた１種又は２種以上
【請求項3】
質量が３０００ｋｇ以上であり、
縦方向の寸法（Ｌ1）、横方向の寸法（Ｌ2）、及び、高さ方向の寸法（Ｌ3)のうち、最小の寸法（Ｌmin）が３００ｍｍ以上である
請求項１又は２に記載の鋼材。
縦方向の寸法（Ｌ1）、横方向の寸法（Ｌ2）、及び、高さ方向の寸法（Ｌ3)のうち、最小の寸法（Ｌmin）が３００ｍｍ以上である
請求項１又は２に記載の鋼材。
【請求項4】
請求項１に記載の鋼材から製造され、質量が２０００ｋｇ以上である金型。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、鋼材及び金型に関し、さらに詳しくは、質量及びサイズが共に大きい金型の製造に好適な鋼材及びこれを用いた金型に関する。
【背景技術】
【0002】
金型には使用中に応力や熱が繰り返し作用するため、金型用の鋼材には、硬さ、耐衝撃性、耐ヒートチェック性、耐摩耗性などの複数の特性に優れていることが求められる。そのため、このような特性を備えた鋼材に関し、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる熱間工具鋼が開示されている。
例えば、特許文献１には、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる熱間工具鋼が開示されている。
【0003】
金型の製造工程には、焼入れ焼戻し（ＨＴ）方案と、プレハードン（ＰＨ）方案とがある。ＨＴ方案は、金型に必要な硬さや靱性を、機械加工の「後で」付与する方法である。一方、ＰＨ方案は、金型に必要な硬さや靱性を、機械加工の「前に」付与する方法である。
【0004】
ＨＴ方案及びＰＨ方案のいずれの方法を用いて金型を製造する場合であっても、金型のサイズが大きくなるほど、ヒートチェックや大割れが発生しやすくなる。これは、金型のサイズが大きくなるほど、焼入れ時の冷却速度が遅くなり、鋼材の高温強度及び靱性が低下するためと考えられる。また、金型のサイズが大きくなるほど、使用中の金型に作用する熱応力や機械応力が大きくなることも原因である。
【0005】
一方、ヒートチェックや大割れが発生しにくい鋼材は、一般に、製造性（ＳＡ性、被削性）が低い場合が多い。さらに、サイズの大きな金型に適用した場合であっても、製造性を著しく損なうことなく、ヒートチェックや大割れを抑制することが可能な鋼材が提案された例は、従来にはない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【特許文献1】特開２０１１－００１５７２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
本発明が解決しようとする課題は、製造性（ＳＡ性及び／又は被削性）を著しく損なうことなく、耐久性（耐ヒートチェック性及び／又は耐大割れ性）に優れた金型を製造することが可能な鋼材を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【0008】
上記課題を解決するために本発明に係る鋼材は、
０．２３≦Ｃ≦０．３９ｍａｓｓ％、
０．０３≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％、
６．６０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦７．４０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５０、
Ｍｎ≧０．６０ｍａｓｓ％、
Ｃｒ≦６．６０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｓｉ≦０．４０ｍａｓｓ％、
２．００≦Ｍｏ≦３．５０ｍａｓｓ％、
０．００１≦Ａｌ≦０．０８０ｍａｓｓ％、及び、
０．００３≦Ｎ≦０．０４０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
０．２３≦Ｃ≦０．３９ｍａｓｓ％、
０．０３≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％、
６．６０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦７．４０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５０、
Ｍｎ≧０．６０ｍａｓｓ％、
Ｃｒ≦６．６０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｓｉ≦０．４０ｍａｓｓ％、
２．００≦Ｍｏ≦３．５０ｍａｓｓ％、
０．００１≦Ａｌ≦０．０８０ｍａｓｓ％、及び、
０．００３≦Ｎ≦０．０４０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
【0009】
本発明に係る金型は、本発明に係る鋼材から製造され、質量が２０００ｋｇ以上であるものからなる。
【発明の効果】
【0010】
本発明は、低Ｓｉかつ高Ｍｏの鋼材において、Ｓｉ量及びＭｏ量を最適化しているので、鋼材の質量やサイズが大きい場合であっても、大割れとヒートチェックを抑制することができる。
【図面の簡単な説明】
【0011】
【図1】高Ｍｏ化と低Ｓｉ化により得られる効果の模式図である。
【図2】ＳＡ性及び焼入れ性に優れた鋼材を得るためのＭｎ量とＣｒ量の範囲を示す図である。
【図3】残留オーステナイト量とＭｏ量との関係を示す図である。
【図4】クリープ破壊時間とＭｏ量との関係を示す図である。
【図5】破壊靱性とＳｉ量との関係を示す図である。
【0012】
【図6】高温引張強度とＳｉ量との関係を示す図である。
【図7】軟化抵抗とＳｉ量との関係を示す図である。
【図8】パーライト析出の臨界冷速とＳｉ量との関係を示す図である。
【図9】急冷時におけるブロックの中心部の温度推移を示す図である。
【図10】ＳＫＤ６１の１２．５ｔｏｎブロックの焼入れシミュレーションを示す図である。
【0013】
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． 鋼材］
［１．１． 組成］
［１．１．１． 主構成元素］
本発明に係る鋼材は、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． 鋼材］
［１．１． 組成］
［１．１．１． 主構成元素］
本発明に係る鋼材は、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。
【0014】
（１）０．２３≦Ｃ≦０．３９ｍａｓｓ％：
直径０．５μｍ以下の微細な粒子（炭化物、炭窒化物）は、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「ピン止め粒子」として機能する。Ｃ量が少なくなりすぎると、焼入れ加熱時にピン止め粒子の量が不足する。その結果、結晶粒が粗大化し、衝撃値、破壊靱性値、延性などの鋼材特性が劣化する場合がある。
また、Ｃ量が少なくなりすぎると、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）が過度に高くなる。その結果、焼入れ性は高くなるが、衝撃値が低下する場合がある。
直径０．５μｍ以下の微細な粒子（炭化物、炭窒化物）は、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「ピン止め粒子」として機能する。Ｃ量が少なくなりすぎると、焼入れ加熱時にピン止め粒子の量が不足する。その結果、結晶粒が粗大化し、衝撃値、破壊靱性値、延性などの鋼材特性が劣化する場合がある。
また、Ｃ量が少なくなりすぎると、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）が過度に高くなる。その結果、焼入れ性は高くなるが、衝撃値が低下する場合がある。
【0015】
さらに、Ｃ量が少なくなりすぎると、５６０～６００℃における焼戻しで４５ＨＲＣ以上の硬さを得にくい。高い耐ヒートチェック性を確保したい場合には、４５ＨＲＣ以上の硬さが必要である。また、Ｃ量が少なくなりすぎると、軟化抵抗が下がる。そのため、焼入れ焼戻し後に４５ＨＲＣ以上の硬さが得られたとしても、金型として使用中に硬さが低下し、高温での引張強度が低下する場合がある。そうすると、後述する表１の（２）（３）を満たせなくなる。
従って、Ｃ量は、０．２３ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．２５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．２７ｍａｓｓ％以上である。
従って、Ｃ量は、０．２３ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．２５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．２７ｍａｓｓ％以上である。
【0016】
一方、Ｃ量が過剰になると、鋳造時に粗大な炭化物や炭窒化物が晶出する場合がある。これらは、衝撃値を低下させる「異物」となる。このため、後述する表１の（４）が求められる。粗大な異物を熱処理（均質化熱処理、焼きならし、球状化焼鈍）で固溶させ、消失させることは難しい。粗大な異物は、焼入れ焼戻し後においても固溶しきらずに、残存する場合が多い。粗大な異物は、均質化熱処理時に固溶してサイズが小さくなるが、それでも直径が５μｍを超える状態で観察される。固溶しきらずに残存した異物は、破壊の起点となり、衝撃値や疲労強度を低下させる原因となる。
【0017】
さらに、熱間加工によりインゴットをブロック状や棒状の鋼材に成形した場合において、熱間加工後の冷却速度が遅い時には、衝撃値が低下する場合がある。Ｃ量が過剰になると、この現象が明瞭になる。原因は、熱間加工後の冷却中にオーステナイト粒界に析出した炭化物や炭窒化物である。この析出物も前述の晶出物と同様に、衝撃値を低下させる「異物」となる。このため、後述する表１の（４）が求められる。この析出物は熱間加工後の様々な熱処理でも固溶しきらず、最終的に焼入れ焼戻し組織に残存する。
析出物は１０μｍ以下と大きくないが、複数の析出物が間隔を空けて点列状に分布してネックレスのような状態を呈する。「ネックレスの直径（複数の析出物が間隔を空けて点列状に分布した領域の最大長さ）」が熱間加工後の粗大なオーステナイト結晶粒径に該当する。この粗大な旧オーステナイト粒のサイズが破面単位となるため、衝撃値や破壊靱性が劣化する。
従って、Ｃ量は、０．３９ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．３８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．３７ｍａｓｓ％以下である。
析出物は１０μｍ以下と大きくないが、複数の析出物が間隔を空けて点列状に分布してネックレスのような状態を呈する。「ネックレスの直径（複数の析出物が間隔を空けて点列状に分布した領域の最大長さ）」が熱間加工後の粗大なオーステナイト結晶粒径に該当する。この粗大な旧オーステナイト粒のサイズが破面単位となるため、衝撃値や破壊靱性が劣化する。
従って、Ｃ量は、０．３９ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．３８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．３７ｍａｓｓ％以下である。
【0018】
（２）０．０３≦Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％：
Ｖは、鋼中のＣ及び／又はＮと結合し、炭化物、炭窒化物、及び／又は、窒化物を形成する。これらは、いずれもピン止め粒子として機能する。後述する表１の（５）参照。そのため、Ｖ量が少なくなりすぎると、焼入れ加熱時にピン止め粒子の量が不足する。
また、Ｖ量が少なくなりすぎると、焼戻し時に２次硬化の程度が小さくなる。その結果、５６０～６００℃で焼戻した場合に、４５ＨＲＣ以上の硬さを得にくい。また、軟化抵抗が下がるため、焼入れ焼戻しで４５ＨＲＣ以上が得られたとしても、金型として使用中に硬さが低下し、高温引張強度が低下する場合がある。後述する表１の（２）参照。
従って、Ｖ量は、０．０３ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０７ｍａｓｓ％以上である。
Ｖは、鋼中のＣ及び／又はＮと結合し、炭化物、炭窒化物、及び／又は、窒化物を形成する。これらは、いずれもピン止め粒子として機能する。後述する表１の（５）参照。そのため、Ｖ量が少なくなりすぎると、焼入れ加熱時にピン止め粒子の量が不足する。
また、Ｖ量が少なくなりすぎると、焼戻し時に２次硬化の程度が小さくなる。その結果、５６０～６００℃で焼戻した場合に、４５ＨＲＣ以上の硬さを得にくい。また、軟化抵抗が下がるため、焼入れ焼戻しで４５ＨＲＣ以上が得られたとしても、金型として使用中に硬さが低下し、高温引張強度が低下する場合がある。後述する表１の（２）参照。
従って、Ｖ量は、０．０３ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０７ｍａｓｓ％以上である。
【0019】
一方、Ｖ量が過剰になると、粗大な異物が増加する。「異物」とは、上述したように、鋳造時に晶出する晶出物や熱間加工後の冷却中に析出する析出物である。このため、後述する表１の（４）が求められる。
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。
【0020】
（３）６．６０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦７．４０ｍａｓｓ％：
Ｍｎ及びＣｒは、いずれも、焼入れ性に影響を与える。Ｍｎ＋Ｃｒ量が少なくなりすぎると、焼入れ性が不足する。その結果、特に、大きな金型の内部（焼入れ速度が小さくなる領域）において、衝撃値の低下が著しくなる場合がある。従って、Ｍｎ＋Ｃｒ量は、６．６０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｎ＋Ｃｒ量は、好ましくは、６．６５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、６．７０ｍａｓｓ％以上である。
Ｍｎ及びＣｒは、いずれも、焼入れ性に影響を与える。Ｍｎ＋Ｃｒ量が少なくなりすぎると、焼入れ性が不足する。その結果、特に、大きな金型の内部（焼入れ速度が小さくなる領域）において、衝撃値の低下が著しくなる場合がある。従って、Ｍｎ＋Ｃｒ量は、６．６０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｎ＋Ｃｒ量は、好ましくは、６．６５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、６．７０ｍａｓｓ％以上である。
【0021】
一方、Ｍｎ＋Ｃｒ量が過剰になると、熱伝導率の低下が著しくなる。その結果、熱応力の増大による耐ヒートチェック性の劣化を招く。従って、Ｍｎ＋Ｃｒ量は、７．４０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｎ＋Ｃｒ量は、好ましくは、７．３５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、７．３０ｍａｓｓ％以下である。
【0022】
（４）Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５０：
鋼中に含まれるＣｒの質量に対するＭｎの質量の比（Ｍｎ／Ｃｒ）は、ＳＡ性に影響を与える。Ｍｎ／Ｃｒが大きくなりすぎると、ＳＡ性が悪化する。そのため、Ａc3点を超える加熱温度のＳＡにおいて、９８ＨＲＢ以下に軟化させるためには、冷却速度を１０℃／Ｈ未満にする必要がある。その結果、ＳＡ工程が長くなり、生産性が低下する。また、結晶粒が粗大である場合において、Ｍｎ／Ｃｒが大きい時には、ＳＡ不良が発生しやすい。ＳＡは、後述するオーステナイトメモリーを回避する役割も負う。従って、ＳＡ不良が起こると、焼入れ時の細粒化が困難となる場合もある。
従って、Ｍｎ／Ｃｒは、０．１５０以下である必要がある。Ｍｎ／Ｃｒは、好ましくは、０．１４８以下、さらに好ましくは、０．１４５以下である。
鋼中に含まれるＣｒの質量に対するＭｎの質量の比（Ｍｎ／Ｃｒ）は、ＳＡ性に影響を与える。Ｍｎ／Ｃｒが大きくなりすぎると、ＳＡ性が悪化する。そのため、Ａc3点を超える加熱温度のＳＡにおいて、９８ＨＲＢ以下に軟化させるためには、冷却速度を１０℃／Ｈ未満にする必要がある。その結果、ＳＡ工程が長くなり、生産性が低下する。また、結晶粒が粗大である場合において、Ｍｎ／Ｃｒが大きい時には、ＳＡ不良が発生しやすい。ＳＡは、後述するオーステナイトメモリーを回避する役割も負う。従って、ＳＡ不良が起こると、焼入れ時の細粒化が困難となる場合もある。
従って、Ｍｎ／Ｃｒは、０．１５０以下である必要がある。Ｍｎ／Ｃｒは、好ましくは、０．１４８以下、さらに好ましくは、０．１４５以下である。
【0023】
（５）Ｍｎ≧０．６０ｍａｓｓ％：
Ｍｎは、焼入れ性に影響を与える。Ｍｎ量が少なくなりすぎると、焼入れ性が悪化する。Ｍｎ量が少ない場合において焼入れ性を確保するためには、Ｃｒ量を多くする必要がある。しかしながら、Ｃｒ量が過剰になると、後述する不具合が顕在化する場合がある。
従って、Ｍｎ量は、０．６０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、０．６２ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．６５ｍａｓｓ％以上である。
Ｍｎは、焼入れ性に影響を与える。Ｍｎ量が少なくなりすぎると、焼入れ性が悪化する。Ｍｎ量が少ない場合において焼入れ性を確保するためには、Ｃｒ量を多くする必要がある。しかしながら、Ｃｒ量が過剰になると、後述する不具合が顕在化する場合がある。
従って、Ｍｎ量は、０．６０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは、０．６２ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．６５ｍａｓｓ％以上である。
【0024】
（６）Ｃｒ≦６．６０ｍａｓｓ％：
Ｃｒ量が過剰になると、軟化抵抗性が低下する。すなわち、ダイカスト金型として使用中に溶湯と接触している金型表面は高温になるが、高温に加熱された金型表面は軟化しやすくなる。軟化により高温強度が低下すると、耐ヒートチェック性も悪化する。また、最高硬さを超えた領域の軟化が顕著となり、焼戻し硬さの調整が難しくなる。これは、硬さが炉温の変動に敏感であるためである。
Ｃｒ量が過剰になると、軟化抵抗性が低下する。すなわち、ダイカスト金型として使用中に溶湯と接触している金型表面は高温になるが、高温に加熱された金型表面は軟化しやすくなる。軟化により高温強度が低下すると、耐ヒートチェック性も悪化する。また、最高硬さを超えた領域の軟化が顕著となり、焼戻し硬さの調整が難しくなる。これは、硬さが炉温の変動に敏感であるためである。
【0025】
また、Ｃｒ量が過剰になると、熱伝導率が低下する。その結果、熱応力が高くなり、耐ヒートチェック性も悪化する。さらに、Ｓｉ量が０．５０ｍａｓｓ％以下である場合において、Ｃｒ量を多くすると、被削性の低下が著しくなる。
従って、Ｃｒ量は、６．６０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、６．５５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、６．５０ｍａｓｓ％以下である。
以上の通り、Ｍｎ＋Ｃｒ量、Ｍｎ／Ｃｒ、Ｍｎ量、及び、Ｃｒ量を最適化することによって、組織の微細化を達成できる。後述する表１の（５）、及び、図２参照。
従って、Ｃｒ量は、６．６０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは、６．５５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、６．５０ｍａｓｓ％以下である。
以上の通り、Ｍｎ＋Ｃｒ量、Ｍｎ／Ｃｒ、Ｍｎ量、及び、Ｃｒ量を最適化することによって、組織の微細化を達成できる。後述する表１の（５）、及び、図２参照。
【0026】
（７）Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４ｍａｓｓ％：
本発明では、上述したように、ＳＡ性、焼入れ性、及び、軟化抵抗性をＣｒとＭｎのバランス（Ｃｒ量、Ｍｎ量、Ｍｎ＋Ｃｒ量、Ｍｎ／Ｃｒ比）で確保している。これに対し、Ｃｕ及びＮｉは、いずれも焼入れ性を高める効果を有するが、ＳＡ性を劣化させる。さらに、Ｃｕ及びＮｉは、軟化抵抗への影響はあまり大きくないが、むしろＳＡ性への悪影響が目立つ。また、ＣｕがＮｉより多い場合は熱間加工性が悪くなる。そこで、ＣｕとＮｉについては総量で規定し、かつ、その総量は、焼入れ性やＳＡ性への影響が小さい範囲を上限として規定する。
本発明では、上述したように、ＳＡ性、焼入れ性、及び、軟化抵抗性をＣｒとＭｎのバランス（Ｃｒ量、Ｍｎ量、Ｍｎ＋Ｃｒ量、Ｍｎ／Ｃｒ比）で確保している。これに対し、Ｃｕ及びＮｉは、いずれも焼入れ性を高める効果を有するが、ＳＡ性を劣化させる。さらに、Ｃｕ及びＮｉは、軟化抵抗への影響はあまり大きくないが、むしろＳＡ性への悪影響が目立つ。また、ＣｕがＮｉより多い場合は熱間加工性が悪くなる。そこで、ＣｕとＮｉについては総量で規定し、かつ、その総量は、焼入れ性やＳＡ性への影響が小さい範囲を上限として規定する。
【0027】
そのため、Ｃｕ＋Ｎｉ量は、０．８４ｍａｓｓ％以下である必要がある。焼入れ性を確保するためのＭｎ＋Ｃｒ量が６．６０ｍａｓｓ％以上であることから、Ｃｕ＋Ｎｉ量が０．８４ｍａｓｓ％以下であれば、焼入れ性に大きく影響しないことは明らかである。Ｃｕ＋Ｎｉ量は、好ましくは、０．７８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．７２ｍａｓｓ％以下である。
【0028】
（８）０．０１≦Ｓｉ≦０．４０ｍａｓｓ％：
Ｓｉ量が少なくなりすぎると、被削性が低下し、大きな金型の機械加工を工業的に安定して行うことが難しい。特に、本発明の鋼材は、大きな金型の製造を想定しているため、削る量も多く、被削性の良さが求められる。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、０．０３ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上である。
Ｓｉ量が少なくなりすぎると、被削性が低下し、大きな金型の機械加工を工業的に安定して行うことが難しい。特に、本発明の鋼材は、大きな金型の製造を想定しているため、削る量も多く、被削性の良さが求められる。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、０．０３ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上である。
【0029】
一方、Ｓｉ量が過剰である時には、粗大な異物が多くなる場合がある。この傾向は、Ｃ量、Ｖ量、及び、Ｎ量が多い場合において顕著である。また、焼入れの冷却時にパーライトが析出しやすくなる。さらに、Ｓｉ量が過剰であるときには、熱伝導率の低下が顕著である。従って、Ｓｉ量は、０．４０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．３７ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．３５ｍａｓｓ％以下である。
【0030】
（９）２．００≦Ｍｏ≦３．５０ｍａｓｓ％：
Ｍｏ量が少なくなりすぎると、焼入れの冷却時にパーライトが析出しやすくなる。また、焼戻し時の２次硬化の程度が小さくなる。そのため、Ｍｏ量が少なくなりすぎると、５６０～６００℃で焼戻した時に、４５ＨＲＣ以上の硬さを得にくい。また、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化する場合がある。さらに、焼入れ速度が小さい場合に残留オーステナイト量が増大する。また、Ｍｏ量が少なくなりすぎると、クリープ強度も低下する。従って、Ｍｏ量は、２．００ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、２．０５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、２．１０ｍａｓｓ％以上である。
Ｍｏ量が少なくなりすぎると、焼入れの冷却時にパーライトが析出しやすくなる。また、焼戻し時の２次硬化の程度が小さくなる。そのため、Ｍｏ量が少なくなりすぎると、５６０～６００℃で焼戻した時に、４５ＨＲＣ以上の硬さを得にくい。また、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化する場合がある。さらに、焼入れ速度が小さい場合に残留オーステナイト量が増大する。また、Ｍｏ量が少なくなりすぎると、クリープ強度も低下する。従って、Ｍｏ量は、２．００ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、２．０５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、２．１０ｍａｓｓ％以上である。
【0031】
一方、Ｍｏ量が過剰になると、被削性が低下する。特に、Ｓｉ量が少ない場合において、Ｍｏ量が過剰である時には、被削性の低下が著しい。また、Ｍｏ量が過剰になると、破壊靱性が低下する場合がある。この傾向は、Ｓｉ量が多い場合に顕在化する。従って、Ｍｏ量は、３．５０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、３．４０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、３．２５ｍａｓｓ％以下である。
【0032】
（１０）０．００１≦Ａｌ≦０．０８０ｍａｓｓ％：
本発明に係る鋼材は、Ｃ量とＶ量が既存の熱間ダイス鋼（ＳＫＤ６１）よりも大幅に少ない。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、炭窒化物、及び窒化物の量がＳＫＤ６１よりも少ない。そこで、本発明においては、オーステナイト結晶粒の成長抑制にＡｌＮ粒子も併用する。後述する表１の（５）参照。
本発明に係る鋼材は、Ｃ量とＶ量が既存の熱間ダイス鋼（ＳＫＤ６１）よりも大幅に少ない。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、炭窒化物、及び窒化物の量がＳＫＤ６１よりも少ない。そこで、本発明においては、オーステナイト結晶粒の成長抑制にＡｌＮ粒子も併用する。後述する表１の（５）参照。
【0033】
Ａｌ量が少なくなりすぎると、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低下する場合がある。また、Ａｌ量が少なくなりすぎると、ピン止め粒子となるＡｌＮの量が不足する。その結果、焼入れ加熱時にオーステナイト結晶粒が粗大化し、衝撃値、破壊靱性、及び／又は、延性が低下する場合がある。従って、Ａｌ量は、０．００１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ａｌ量は、好ましくは、０．００２ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．００３ｍａｓｓ％以上である。
【0034】
一方、Ａｌ量が過剰になると、粗大なアルミナ粒子が増え、衝撃値や疲労強度が低下する場合がある。また、熱伝導率が低下し、耐ヒートチェック性が悪化する場合がある。従って、Ａｌ量は、０．０８０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ量は、好ましくは、０．０７０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０６０ｍａｓｓ％以下である。
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上でＡｌ量が非常に重要となる。
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上でＡｌ量が非常に重要となる。
【0035】
（１１）０．００３≦Ｎ≦０．０４０ｍａｓｓ％：
本発明に係る鋼材は、Ｃ量とＶ量が既存の熱間ダイス鋼（ＳＫＤ６１）よりも大幅に少ない。このため、焼入れ加熱時のピン止め粒子となるＶ系の炭化物の量がＳＫＤ６１よりも少ない。そこで、本発明においては、Ｎを添加し、ピン止め粒子となるＶ系の炭化物、炭窒化物、窒化物の量を増やし、オーステナイト結晶粒の成長を抑制する。Ｎ添加によって、ピン止め粒子としてＡｌＮも活用できる。後述する表１の（５）参照。
本発明に係る鋼材は、Ｃ量とＶ量が既存の熱間ダイス鋼（ＳＫＤ６１）よりも大幅に少ない。このため、焼入れ加熱時のピン止め粒子となるＶ系の炭化物の量がＳＫＤ６１よりも少ない。そこで、本発明においては、Ｎを添加し、ピン止め粒子となるＶ系の炭化物、炭窒化物、窒化物の量を増やし、オーステナイト結晶粒の成長を抑制する。Ｎ添加によって、ピン止め粒子としてＡｌＮも活用できる。後述する表１の（５）参照。
【0036】
Ｎ量が少なくなりすぎると、ピン止め粒子となるＡｌＮの量が不足する。その結果、焼入れ加熱時にオーステナイト結晶粒が粗大化し、衝撃値、破壊靱性値、及び／又は、延性が低下する場合がある。また、Ｎ量が少なくなりすぎると、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場合がある。従って、Ｎ量は、０．００３ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎ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。
【0037】
一方、通常の精錬で調整可能な量を超えるＮ量を添加するためには、専用の設備を用いたＮの積極添加が必要となり、素材コストが上昇する。また、Ｎ量が過剰になると、粗大な晶出物が増加する場合がある。後述する表１の（４）参照。この傾向は、Ｃ量、Ｓｉ量、及び、Ｖ量が多い場合に顕在化する。さらに、Ｎ量が過剰になると、粗大なＡｌＮが過度に多くなり、衝撃値が低下する場合がある。従って、Ｎ量は、０．０４０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎ量は、好ましくは、０．０３８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０３６ｍａｓｓ％以下である。
【0038】
（１２）不可避的不純物：
本発明に係る鋼材は、不可避的不純物が含まれていても良い。本発明に係る鋼材に不純物として含有され得る元素及びその含有量としては、以下のようなものがある。
Ｐ≦０．０３ｍａｓｓ％、Ｓ≦０．００６ｍａｓｓ％、Ｏ≦０．００６ｍａｓｓ％、
Ｗ≦０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｏ≦０．３０ｍａｓｓ％、Ｂ≦０．０００２ｍａｓｓ％、
Ｎｂ≦０．００４ｍａｓｓ％、Ｔａ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．００４ｍａｓｓ％、Ｚｒ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｃａ≦０．０００５ｍａｓｓ％、Ｓｅ≦０．０３ｍａｓｓ％、
Ｔｅ≦０．００５ｍａｓｓ％、Ｂｉ≦０．０１ｍａｓｓ％、Ｐｂ≦０．０３ｍａｓｓ％、
Ｍｇ≦０．０２ｍａｓｓ％。
本発明に係る鋼材は、不可避的不純物が含まれていても良い。本発明に係る鋼材に不純物として含有され得る元素及びその含有量としては、以下のようなものがある。
Ｐ≦０．０３ｍａｓｓ％、Ｓ≦０．００６ｍａｓｓ％、Ｏ≦０．００６ｍａｓｓ％、
Ｗ≦０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｏ≦０．３０ｍａｓｓ％、Ｂ≦０．０００２ｍａｓｓ％、
Ｎｂ≦０．００４ｍａｓｓ％、Ｔａ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．００４ｍａｓｓ％、Ｚｒ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｃａ≦０．０００５ｍａｓｓ％、Ｓｅ≦０．０３ｍａｓｓ％、
Ｔｅ≦０．００５ｍａｓｓ％、Ｂｉ≦０．０１ｍａｓｓ％、Ｐｂ≦０．０３ｍａｓｓ％、
Ｍｇ≦０．０２ｍａｓｓ％。
【0039】
本発明において「含有量」とは、偏析の濃い部分、偏析の薄い部分、及び、偏析が平均的である部分を含む「鋼材の平均的な元素量」を表す。元素量を評価する手法は、
（ａ）所定の質量の鋼材（好ましくは、１元素の分析当たり１グラム以上）を酸に溶解して分析する手法、
（ｂ）鋼材の表面にＸ線を照射する手法
などがある。
（ａ）所定の質量の鋼材（好ましくは、１元素の分析当たり１グラム以上）を酸に溶解して分析する手法、
（ｂ）鋼材の表面にＸ線を照射する手法
などがある。
【0040】
［１．１．２． 副構成元素］
本発明に係る鋼材は、上述した主構成元素及び不可避的不純物に加えて、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。
本発明に係る鋼材は、上述した主構成元素及び不可避的不純物に加えて、以下のような１又は２以上の元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
【0041】
［Ａ． Ａ群］
（１３）０．３０＜Ｗ≦２．００ｍａｓｓ％：
本発明に係る鋼材は、従来の熱間ダイス鋼よりもＣ量及びＶ量が少ないため、用途によっては強度が不足する場合がある。このような場合、高強度化のために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、さらに好ましくは、０．８０ｍａｓｓ％以上である。
（１３）０．３０＜Ｗ≦２．００ｍａｓｓ％：
本発明に係る鋼材は、従来の熱間ダイス鋼よりもＣ量及びＶ量が少ないため、用途によっては強度が不足する場合がある。このような場合、高強度化のために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、さらに好ましくは、０．８０ｍａｓｓ％以上である。
【0042】
一方、Ｗ量が過剰になると、素材コストが上昇する。また、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場合がある。従って、Ｗ量は、２．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｗ量は、さらに好ましくは、１．５０ｍａｓｓ％以下である。
【0043】
（１４）０．３０＜Ｃｏ≦１．００ｍａｓｓ％：
Ｃｏは、Ｗと同様に、強度を向上させる作用がある。そのため、強度が不足する場合、高強度化のためにＣｏ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、Ｃｏ量は、０．３０ｍａｓｓ％超が好ましい。Ｃｏ量は、さらに好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以上である。
Ｃｏは、Ｗと同様に、強度を向上させる作用がある。そのため、強度が不足する場合、高強度化のためにＣｏ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、Ｃｏ量は、０．３０ｍａｓｓ％超が好ましい。Ｃｏ量は、さらに好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以上である。
【0044】
一方、Ｃｏ量が過剰になると、素材コストが上昇する。また、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場合がある。従って、Ｃｏ量は、１．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃｏ量は、さらに好ましくは、０．９０ｍａｓｓ％以下である。
なお、本発明に係る鋼材は、Ｃｏ又はＷのいずれか一方を含むものでも良く、あるいは、双方を含むものでも良い。
なお、本発明に係る鋼材は、Ｃｏ又はＷのいずれか一方を含むものでも良く、あるいは、双方を含むものでも良い。
【0045】
［Ｂ． Ｂ群］
（１５）０．０００２＜Ｂ≦０．００８０ｍａｓｓ％：
鋼材中のＰ量が相対的に多い場合、粒界に偏析するＰが粒界強度を下げ、衝撃値が低下する。粒界強度を改善するためには、Ｂの添加が有効である。粒界強度を改善するためには、Ｂは、鋼中において単独で（化合物を形成せずに）存在している必要がある。ＢがＢＮを形成すると、Ｂ添加の効果が失われる。そこで、Ｎを含有する鋼材に、粒界強度の改善を目的として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。
（１５）０．０００２＜Ｂ≦０．００８０ｍａｓｓ％：
鋼材中のＰ量が相対的に多い場合、粒界に偏析するＰが粒界強度を下げ、衝撃値が低下する。粒界強度を改善するためには、Ｂの添加が有効である。粒界強度を改善するためには、Ｂは、鋼中において単独で（化合物を形成せずに）存在している必要がある。ＢがＢＮを形成すると、Ｂ添加の効果が失われる。そこで、Ｎを含有する鋼材に、粒界強度の改善を目的として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。
【0046】
具体的には、窒化物を形成しやすいＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂなどの窒化物形成元素とＮとを結合させるのが好ましい。これらの元素は、不純物レベルの含有量でも効果はあるが、不足する場合には、不純物レベルを超える量を添加するのが好ましい。
なお、ＢＮは、鋼材の被削性を改善する効果がある。そのため、被削性の改善を目的としてＢを添加する場合には、鋼材中に窒化物形成元素を積極的に添加する必要はない。
なお、ＢＮは、鋼材の被削性を改善する効果がある。そのため、被削性の改善を目的としてＢを添加する場合には、鋼材中に窒化物形成元素を積極的に添加する必要はない。
【0047】
上述した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、さらに好ましくは、０．０００３ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０００４ｍａｓｓ％以上である。
一方、必要以上にＢを添加しても、効果に差がなく、実益がない。また、Ｂ量が過剰になると、鋼材のコストを増大させる。従って、Ｂ量は、０．００８０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｂ量は、さらに好ましくは、０．００７５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．００７０ｍａｓｓ％以下である。
一方、必要以上にＢを添加しても、効果に差がなく、実益がない。また、Ｂ量が過剰になると、鋼材のコストを増大させる。従って、Ｂ量は、０．００８０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｂ量は、さらに好ましくは、０．００７５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．００７０ｍａｓｓ％以下である。
【0048】
［Ｃ． Ｃ群］
（１６）０．００６＜Ｓ≦０．１８０ｍａｓｓ％：
（１７）０．０００５＜Ｃａ≦０．０５００ｍａｓｓ％：
（１８）０．０３＜Ｓｅ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（１９）０．００５＜Ｔｅ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（２０）０．０１＜Ｂｉ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（２１）０．０３＜Ｐｂ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（１６）０．００６＜Ｓ≦０．１８０ｍａｓｓ％：
（１７）０．０００５＜Ｃａ≦０．０５００ｍａｓｓ％：
（１８）０．０３＜Ｓｅ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（１９）０．００５＜Ｔｅ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（２０）０．０１＜Ｂｉ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（２１）０．０３＜Ｐｂ≦０．５０ｍａｓｓ％：
【0049】
本発明に係る鋼材において、被削性を改善するには、快削元素の添加が有効である。快削元素としては、具体的には、Ｓ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、及び、Ｐｂが挙げられる。本発明に係る鋼材は、これらのいずれか１種の快削元素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。
【0050】
十分な快削性を得るためには、各快削元素の含有量は、それぞれ、上記の下限値より多いことが好ましい。
一方、快削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。また、快削元素の含有量が過剰になると、衝撃値、疲労強度、耐ヒートチェック性などが低下する場合がある。従って、各快削元素の含有量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
一方、快削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。また、快削元素の含有量が過剰になると、衝撃値、疲労強度、耐ヒートチェック性などが低下する場合がある。従って、各快削元素の含有量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
【0051】
［Ｄ． Ｄ群］
（２２）０．００４＜Ｎｂ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（２３）０．００４＜Ｔａ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（２４）０．００４＜Ｔｉ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（２５）０．００４＜Ｚｒ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（２２）０．００４＜Ｎｂ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（２３）０．００４＜Ｔａ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（２４）０．００４＜Ｔｉ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（２５）０．００４＜Ｚｒ≦０．１００ｍａｓｓ％：
【0052】
本発明に係る鋼材は、Ｖ及びＡｌ以外の炭窒化物形成元素を添加し、炭化物、炭窒化物、及び／又は、窒化物を増量しても良い。炭窒化物形成元素としては、具体的には、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、及び、Ｚｒが挙げられる。本発明に係る鋼材は、これらのいずれか１種の炭窒化物形成元素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。
【0053】
オーステナイト結晶粒の過度の粒成長を抑制するためには、各炭窒化物形成元素の含有量は、それぞれ、上記の下限値より多いことが好ましい。
一方、炭窒化物形成元素の含有量が過剰になると、炭化物、炭窒化物、及び／又は、窒化物が粗大な状態で鋳造時に晶出する。粗大な晶出粒子は、均質化熱処理時、ＳＡ時、及び焼入れ時においても消失せずに異物として残存し、衝撃値や疲労強度を低下させる原因となる。従って、各炭窒化物形成元素の含有量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
一方、炭窒化物形成元素の含有量が過剰になると、炭化物、炭窒化物、及び／又は、窒化物が粗大な状態で鋳造時に晶出する。粗大な晶出粒子は、均質化熱処理時、ＳＡ時、及び焼入れ時においても消失せずに異物として残存し、衝撃値や疲労強度を低下させる原因となる。従って、各炭窒化物形成元素の含有量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
【0054】
［１．２． 鋼材の特性］
［１．２．１． 質量及びサイズ］
本発明に係る鋼材は、Ｃ量とＶ量が少なく、Ｍｎ量とＣｒ量を適正化しているので、大きな異物や、熱間加工後の小さな冷却速度や、小さな焼入れ速度の影響が小さい。すなわち、本発明に係る鋼材は、質量及びサイズが共に大きい場合であっても、ＳＡ性、被削性、衝撃値、耐ヒートチェック性、及び、軟化抵抗性の５特性を高い次元で両立させることができる。
［１．２．１． 質量及びサイズ］
本発明に係る鋼材は、Ｃ量とＶ量が少なく、Ｍｎ量とＣｒ量を適正化しているので、大きな異物や、熱間加工後の小さな冷却速度や、小さな焼入れ速度の影響が小さい。すなわち、本発明に係る鋼材は、質量及びサイズが共に大きい場合であっても、ＳＡ性、被削性、衝撃値、耐ヒートチェック性、及び、軟化抵抗性の５特性を高い次元で両立させることができる。
【0055】
例えば、鋼材の組成及び製造条件を最適化すると、上記の５特性のすべてが実用レベルに到達していることに加えて、質量が３０００ｋｇ以上である鋼材が得られる。鋼材の組成及び製造条件をさらに最適化すると、質量が４０００ｋｇ以上、あるいは、５０００ｋｇ以上である鋼材であっても製造することができる。
【0056】
また、鋼材の組成及び製造条件を最適化すると、上記の特性を備えていることに加えて、縦方向の寸法（Ｌ1）、横方向の寸法（Ｌ2）、及び、高さ方向の寸法（Ｌ3)のうち、最小のサイズ（Ｌmin）が３００ｍｍ以上である鋼材が得られる。鋼材の組成及び製造条件をさらに最適化すると、Ｌminが３５０ｍｍ以上、あるいは、４００ｍｍ以上である鋼材であっても製造することができる。
ここで、「縦方向の寸法（Ｌ1）」、「横方向の寸法（Ｌ2）」、及び、「高さ方向の寸法（Ｌ3)」とは、それぞれ、鋼材に外接する最小体積の直方体の３辺の長さをいう。
ここで、「縦方向の寸法（Ｌ1）」、「横方向の寸法（Ｌ2）」、及び、「高さ方向の寸法（Ｌ3)」とは、それぞれ、鋼材に外接する最小体積の直方体の３辺の長さをいう。
【0057】
［１．２．２． 硬さ］
本発明において、「鋼材の硬さ」とは、
（ａ）ＳＡが施された鋼材の断面の中央付近（凝固速度が遅い領域）から試験片を切り出し、
（ｂ）その試験片を用いて、室温において測定されたロックウェルＢスケール硬さ
をいう。
本発明において、「鋼材の硬さ」とは、
（ａ）ＳＡが施された鋼材の断面の中央付近（凝固速度が遅い領域）から試験片を切り出し、
（ｂ）その試験片を用いて、室温において測定されたロックウェルＢスケール硬さ
をいう。
【0058】
例えば、鋼材がａ[ｍｍ]×ｂ[ｍｍ]×ｃ[ｍｍ]（ａ≦ｂ≦ｃ、ａ≧３００ｍｍ）のブロック材である場合、ｃ軸方向の端面からａ[ｍｍ]×ｂ[ｍｍ]×ｄ[ｍｍ]の第１素材を切り出す。ｄは、特に限定されないが、３０～７０ｍｍが好ましい。
次に、第１素材のａｂ面のほぼ中央から、ｅ[ｍｍ]×ｆ[ｍｍ]×ｄ[ｍｍ]の第２素材を切り出す。ｅ、ｆの値は、特に限定されないが、ｅ＝９０～１２０ｍｍ、ｆ＝１３０～１６０ｍｍが好ましい。さらに、第２素材から硬さ測定用の試験片を切り出し、これを用いて硬さを測定する。
次に、第１素材のａｂ面のほぼ中央から、ｅ[ｍｍ]×ｆ[ｍｍ]×ｄ[ｍｍ]の第２素材を切り出す。ｅ、ｆの値は、特に限定されないが、ｅ＝９０～１２０ｍｍ、ｆ＝１３０～１６０ｍｍが好ましい。さらに、第２素材から硬さ測定用の試験片を切り出し、これを用いて硬さを測定する。
【0059】
本発明に係る鋼材に対して適切な条件下でＳＡを行うと、鋼材の硬さが適度に低下し、機械加工が可能となる。鋼材の組成及び製造条件（特に、ＳＡ条件）を最適化すると、室温における硬さは９８ＨＲＢ以下となる。鋼材の組成及び／又は製造条件をさらに最適化すると、室温における硬さは、９７ＨＲＢ以下、あるいは、９６ＨＲＢ以下となる。
【0060】
［１．２．３． 衝撃値］
本発明において、「鋼材の衝撃値」とは、
（ａ）ＳＡが施された鋼材の断面の中央付近（凝固速度が遅い領域）から角棒（１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍ）を切り出し、
（ｂ）角棒を熱処理することにより４４．５～４５．５ＨＲＣに調質し、
（ｃ）調質された角棒から衝撃試験片を作製し、
（ｄ）１５～３５℃において衝撃試験を実施することにより得られる衝撃値
をいう。
本発明において、「鋼材の衝撃値」とは、
（ａ）ＳＡが施された鋼材の断面の中央付近（凝固速度が遅い領域）から角棒（１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍ）を切り出し、
（ｂ）角棒を熱処理することにより４４．５～４５．５ＨＲＣに調質し、
（ｃ）調質された角棒から衝撃試験片を作製し、
（ｄ）１５～３５℃において衝撃試験を実施することにより得られる衝撃値
をいう。
【0061】
角棒の切り出し位置は、硬さ測定用試験片の切り出し位置と同様である。すなわち、上述した第２素材から角棒を切り出す。
【0062】
角棒を調質するための「熱処理」とは、
（ａ）角棒を９７０℃で２Ｈ保持した後、９７０℃から５００℃までを６℃／ｍｉｎで冷却し、５００℃から１８０℃までを０．５℃／ｍｉｎで冷却し、１８０℃から１００℃以下までを任意の冷却速度で冷却し、
（ｂ）続いて、５６０℃から６００℃の温度域への加熱と、１００℃以下への冷却を１サイクルとする熱処理を１回以上行う
処理をいう。
（ａ）角棒を９７０℃で２Ｈ保持した後、９７０℃から５００℃までを６℃／ｍｉｎで冷却し、５００℃から１８０℃までを０．５℃／ｍｉｎで冷却し、１８０℃から１００℃以下までを任意の冷却速度で冷却し、
（ｂ）続いて、５６０℃から６００℃の温度域への加熱と、１００℃以下への冷却を１サイクルとする熱処理を１回以上行う
処理をいう。
【0063】
「衝撃試験片」とは、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準ずる試験片（１０ｍｍ×１０ｍｍ×５０ｍｍ、ノッチ先端の円弧半径：１ｍｍ、ノッチ深さ：２ｍｍ、ノッチ底下部の試験片断面積：０．８ｃｍ2）をいう。
「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］）で割った値をいう。
「平均衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）」とは、１０本以上（好ましくは、１０本～２０本）の衝撃試験片の衝撃値の平均値をいう。
「低衝撃値率（％）」とは、衝撃試験を行った衝撃試験片の総本数（ｎ0）に対する、衝撃値が２０［Ｊ／ｃｍ2］未満である衝撃試験片の本数（ｎ）の割合（＝ｎ×１００／ｎ0）をいう。
「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］）で割った値をいう。
「平均衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）」とは、１０本以上（好ましくは、１０本～２０本）の衝撃試験片の衝撃値の平均値をいう。
「低衝撃値率（％）」とは、衝撃試験を行った衝撃試験片の総本数（ｎ0）に対する、衝撃値が２０［Ｊ／ｃｍ2］未満である衝撃試験片の本数（ｎ）の割合（＝ｎ×１００／ｎ0）をいう。
【0064】
本発明に係る鋼材において、組成及び製造条件を最適化すると、サイズが大きいにもかかわらず高い衝撃値を示し、かつ、衝撃値のバラツキの小さい鋼材が得られる。
具体的には、組成及び製造条件を最適化すると、平均衝撃値が２５［Ｊ／ｃｍ2］以上であり、かつ、低衝撃値率が３０％以下である鋼材が得られる。
組成及び製造条件をさらに最適化すると、平均衝撃値は、２６［Ｊ／ｃｍ2］以上、あるいは、２７［Ｊ／ｃｍ2］以上となる。
また、組成及び製造条件をさらに最適化すると、低衝撃値率は、２０％以下、あるいは、１０％以下となる。
具体的には、組成及び製造条件を最適化すると、平均衝撃値が２５［Ｊ／ｃｍ2］以上であり、かつ、低衝撃値率が３０％以下である鋼材が得られる。
組成及び製造条件をさらに最適化すると、平均衝撃値は、２６［Ｊ／ｃｍ2］以上、あるいは、２７［Ｊ／ｃｍ2］以上となる。
また、組成及び製造条件をさらに最適化すると、低衝撃値率は、２０％以下、あるいは、１０％以下となる。
【0065】
［１．２．４． 旧オーステナイト結晶粒径］
鋼材の「旧オーステナイト結晶粒径」とは、
（ａ）衝撃試験片、又は、これと同一条件下で熱処理された試験片を作製し、
（ｂ）試験片を腐食して旧オーステナイト結晶粒界を現出させ、あるいは、結晶方位解析で旧オーステナイト結晶粒界を判別し、
（ｃ）１つの視野に結晶粒が５０個以上含まれるような倍率で試験片を観察し、視野中に含まれる個々の旧オーステナイト結晶粒の円相当径を算出する
ことにより得られる値をいう。
「旧オーステナイト結晶粒径の平均値」とは、合計面積が０．５ｍｍ2以上である１又は２以上の視野に含まれるすべての旧オーステナイト結晶粒の結晶粒径の平均値をいう。
鋼材の「旧オーステナイト結晶粒径」とは、
（ａ）衝撃試験片、又は、これと同一条件下で熱処理された試験片を作製し、
（ｂ）試験片を腐食して旧オーステナイト結晶粒界を現出させ、あるいは、結晶方位解析で旧オーステナイト結晶粒界を判別し、
（ｃ）１つの視野に結晶粒が５０個以上含まれるような倍率で試験片を観察し、視野中に含まれる個々の旧オーステナイト結晶粒の円相当径を算出する
ことにより得られる値をいう。
「旧オーステナイト結晶粒径の平均値」とは、合計面積が０．５ｍｍ2以上である１又は２以上の視野に含まれるすべての旧オーステナイト結晶粒の結晶粒径の平均値をいう。
【0066】
本発明に係る鋼材は、相対的に多量のピン止め粒子を含むため、焼入れ加熱時にオーステナイト結晶粒が粗大化しにくい。鋼材の組成及び製造条件を最適化すると、旧オーステナイト結晶粒径の平均値は、１５０μｍ以下となる。鋼材の組成及び製造条件をさらに最適化すると、旧オーステナイト結晶粒径の平均値は、１３５μｍ以下、あるいは、１２０μｍ以下となる。
【0067】
［２． 金型］
本発明に係る金型は、本発明に係る鋼材からなり、以下のような特性を持つ。
本発明に係る金型は、本発明に係る鋼材からなり、以下のような特性を持つ。
【0068】
［２．１． 質量及びサイズ］
本発明の金型は、質量が２０００ｋｇ以上であっても良い。金型の組成及び製造条件をさらに最適化すると、質量が３０００ｋｇ以上、あるいは、４０００ｋｇ以上である金型であっても製造することができる。
本発明の金型は、質量が２０００ｋｇ以上であっても良い。金型の組成及び製造条件をさらに最適化すると、質量が３０００ｋｇ以上、あるいは、４０００ｋｇ以上である金型であっても製造することができる。
【0069】
また、金型の組成及び製造条件を最適化すると、上記の特性を備えていることに加えて、縦方向の寸法（Ｌ'1）、横方向の寸法（Ｌ'2）、及び、高さ方向の寸法（Ｌ'3)のうち、最小の寸法（Ｌ'min）が２５０ｍｍ以上である金型が得られる。金型の組成及び製造条件をさらに最適化すると、Ｌ'minが３００ｍｍ以上、あるいは、３５０ｍｍ以上である金型であっても製造することができる。
ここで、「縦方向の寸法（Ｌ'1）」、「横方向の寸法（Ｌ'2）」、及び、「高さ方向の寸法（Ｌ'3)」とは、それぞれ、金型に外接する最小体積の直方体の３辺の長さをいう。
ここで、「縦方向の寸法（Ｌ'1）」、「横方向の寸法（Ｌ'2）」、及び、「高さ方向の寸法（Ｌ'3)」とは、それぞれ、金型に外接する最小体積の直方体の３辺の長さをいう。
【0070】
［２．２． 硬さ］
本発明において、「金型の硬さ」とは、
（ａ）金型の表面から試験片を切り出し、
（ｂ）その試験片を用いて、室温において測定されたロックウェルＣスケール硬さ
をいう。
または、携帯型の硬さ試験機（硬度計）で金型の表面をロックウェルＣスケールで評価しても良い。また、携帯型の硬さ試験機（硬度計）によって評価される硬さ（例えば、ショア硬さ）をロックウェルＣスケール硬さに換算しても良い。
本発明において、「金型の硬さ」とは、
（ａ）金型の表面から試験片を切り出し、
（ｂ）その試験片を用いて、室温において測定されたロックウェルＣスケール硬さ
をいう。
または、携帯型の硬さ試験機（硬度計）で金型の表面をロックウェルＣスケールで評価しても良い。また、携帯型の硬さ試験機（硬度計）によって評価される硬さ（例えば、ショア硬さ）をロックウェルＣスケール硬さに換算しても良い。
【0071】
本発明に係る金型は、質量及びサイズが相対的に大きい場合であっても、高い硬さが得られる。金型の組成及び製造条件を最適化すると、室温における硬さは、ＨＴ方案であれば、３８～４８ＨＲＣとなる。金型の組成及び製造条件をさらに最適化すると、室温における硬さは、３９～４９ＨＲＣ、あるいは、４０～５０ＨＲＣとなる。
ＰＨ方案であれば、室温における硬さは３５～４５ＨＲＣとなる。金型の組成及び製造条件をさらに適正化すると、室温における硬さは、３４～４４ＨＲＣ、あるいは、３３～４３ＨＲＣとなる。
ＰＨ方案であれば、室温における硬さは３５～４５ＨＲＣとなる。金型の組成及び製造条件をさらに適正化すると、室温における硬さは、３４～４４ＨＲＣ、あるいは、３３～４３ＨＲＣとなる。
【0072】
［３． 鋼材の製造方法］
本発明に係る鋼材の製造方法は、
（ａ）所定の組成となるように配合された原料を溶解し、溶湯を精錬し、溶湯を鋳型に鋳造する第１工程と、
（ｂ）鋳塊を均質化熱処理する第２工程と、
（ｃ）均質化熱処理後の鋳塊を熱間加工する第３工程と
を備えている。
本発明に係る鋼材の製造方法は、
（ａ）所定の組成となるように配合された原料を溶解し、溶湯を精錬し、溶湯を鋳型に鋳造する第１工程と、
（ｂ）鋳塊を均質化熱処理する第２工程と、
（ｃ）均質化熱処理後の鋳塊を熱間加工する第３工程と
を備えている。
【0073】
ＨＴ方案用の鋼材の場合、第３工程の後に、
（ｄ）必要に応じて、熱間加工後の粗形材の焼きならしを行う第４工程と、
（ｅ）必要に応じて、粗形材の焼戻しを行う第５工程と、
（ｆ）粗形材の球状化焼鈍（ＳＡ）を行う第６工程と
を備えている。
（ｄ）必要に応じて、熱間加工後の粗形材の焼きならしを行う第４工程と、
（ｅ）必要に応じて、粗形材の焼戻しを行う第５工程と、
（ｆ）粗形材の球状化焼鈍（ＳＡ）を行う第６工程と
を備えている。
【0074】
一方、ＰＨ方案用の鋼材の場合、第３工程の後に、
（ｄ）必要に応じて、熱間加工後の粗形材の焼きならしを行う第４工程と、
（ｅ）必要に応じて、粗形材の焼戻しを行う第５工程と、
（ｆ）必要に応じて、粗形材の球状化焼鈍（ＳＡ）を行う第６工程と、
（ｇ）必要に応じて、粗形材の焼入れ焼戻しを行う第７工程と
を備えている。
（ｄ）必要に応じて、熱間加工後の粗形材の焼きならしを行う第４工程と、
（ｅ）必要に応じて、粗形材の焼戻しを行う第５工程と、
（ｆ）必要に応じて、粗形材の球状化焼鈍（ＳＡ）を行う第６工程と、
（ｇ）必要に応じて、粗形材の焼入れ焼戻しを行う第７工程と
を備えている。
【0075】
第６工程は、ＨＴ方案に供される鋼材の場合、必須である。ＳＡ処理により、機械加工が可能な硬さに調質される。一方、ＰＨ方案に供される金型の場合、必要に応じてＳＡ処理を行う。
本発明において、「球状化焼鈍（ＳＡ）」とは、
（ａ）鋼材を炉内で、Ａc3点－１０℃～Ａc3点＋５０℃の温度（以下、「ＳＡ処理温度」ともいう）に加熱することにより、「オーステナイト相中に炭化物が分散し、かつ、フェライト相が非常に少ないか、又は、皆無である組織」とし、
（ｂ）上記組織を有する鋼材に対し、徐冷法又は恒温保持法を適用する
処理をいう。
本発明において、「球状化焼鈍（ＳＡ）」とは、
（ａ）鋼材を炉内で、Ａc3点－１０℃～Ａc3点＋５０℃の温度（以下、「ＳＡ処理温度」ともいう）に加熱することにより、「オーステナイト相中に炭化物が分散し、かつ、フェライト相が非常に少ないか、又は、皆無である組織」とし、
（ｂ）上記組織を有する鋼材に対し、徐冷法又は恒温保持法を適用する
処理をいう。
【0076】
ＳＡ処理温度は、鋼材の成分にもよるが、８３０～９５０℃であることが多い。徐冷法及び恒温保持法のいずれを用いた場合であっても、ＳＡ後の鋼材の硬さは、およそ９８ＨＲＢ以下（およそ、２４０Ｈｖ以下）であり、荒加工（機械加工によって、大まかな金型形状に加工すること）が容易な軟質状態である。
【0077】
［４． 作用］
［４．１． 背景］
近年、鋳造品の大型化を受け、鋳造品を製造するダイカスト金型も大きくなっている。鋳造品が大型化する背景には、
（ａ）個々の鋳造品が大型化していること、あるいは、
（ｂ）従来、複数の鋳造品を組み立てることにより製造されていた部品が、一体化された状態で鋳造されるようになってきたこと
という事情がある。
［４．１． 背景］
近年、鋳造品の大型化を受け、鋳造品を製造するダイカスト金型も大きくなっている。鋳造品が大型化する背景には、
（ａ）個々の鋳造品が大型化していること、あるいは、
（ｂ）従来、複数の鋳造品を組み立てることにより製造されていた部品が、一体化された状態で鋳造されるようになってきたこと
という事情がある。
【0078】
大きなダイカスト金型の場合、金型の重量は２０００ｋｇ以上であり、金型製造用の素材の重量は３０００ｋｇ以上である。大きなダイカスト金型に使用される鋼材には、削りやすいこと（被削性の高さ）、金型表面のひび割れ（ヒートチェック）が発生しにくいこと、及び、大割れしにくいことが求められる。
大割れは、金型の深部に至る亀裂であり、大割れの発生時点が金型の寿命となる。金型表面ではヒートチェックが大割れの原因となる場合があり、大割れとヒートチェックの防止が求められる。
大割れは、金型の深部に至る亀裂であり、大割れの発生時点が金型の寿命となる。金型表面ではヒートチェックが大割れの原因となる場合があり、大割れとヒートチェックの防止が求められる。
【0079】
本発明では、大割れを防止するために、既存鋼に比べてＣとＶを減らし、ＭｎとＣｒを増やした。そして、以下の３つの新しい視点に基づいて、さらに成分を最適化している。
（ａ）高Ｍｏ化による残留オーステナイトの減少
（ｂ）高Ｍｏ化によるクリープ破断時間の延長
（ｃ）低Ｓｉ化による変態発熱の抑制
上記の３点は、２０００ｋｇ以上の大きな金型において重要な事柄であるが、２０００ｋｇ未満がほとんどであった従来の金型では課題として認識されていなかった。
図１に、高Ｍｏ化と低Ｓｉ化により得られる効果の模式図を示す。
（ａ）高Ｍｏ化による残留オーステナイトの減少
（ｂ）高Ｍｏ化によるクリープ破断時間の延長
（ｃ）低Ｓｉ化による変態発熱の抑制
上記の３点は、２０００ｋｇ以上の大きな金型において重要な事柄であるが、２０００ｋｇ未満がほとんどであった従来の金型では課題として認識されていなかった。
図１に、高Ｍｏ化と低Ｓｉ化により得られる効果の模式図を示す。
【0080】
［４．２． 大割れの防止方法］
［４．２．１． 残留オーステナイトの減少］
焼入れ組織の残留オーステナイトは、サブゼロ処理でマルテンサイトに変態する。しかし、残留オーステナイトを含む鋼材の焼戻しを行った場合、高い温度（＞Ｍs点＋１２０℃）では残留オーステナイトがベイナイトに変態する。高い温度で変態した粗いベイナイト組織は、衝撃値や破壊靱性に悪影響を及ぼす。
［４．２．１． 残留オーステナイトの減少］
焼入れ組織の残留オーステナイトは、サブゼロ処理でマルテンサイトに変態する。しかし、残留オーステナイトを含む鋼材の焼戻しを行った場合、高い温度（＞Ｍs点＋１２０℃）では残留オーステナイトがベイナイトに変態する。高い温度で変態した粗いベイナイト組織は、衝撃値や破壊靱性に悪影響を及ぼす。
【0081】
従来、残留オーステナイトは、焼戻しでマルテンサイトに変態すると言われていた。従って、残留オーステナイトが存在しても、焼戻せば靱性などの特性に問題はないと認識されていた。これに対し、本発明では、焼戻された残留オーステナイトが高温でベイナイトに変態することを突き止め、残留オーステナイト量の制御が大割れの防止に重要との結論に至った。
【0082】
残留オーステナイト量は、焼入れ速度が小さいほど多くなる。このため、ダイカスト金型のサイズが大きくなるほど、残留オーステナイトは多くなる。近年のダイカスト金型の大型化では、残留オーステナイトをできるだけ減らすことが重要になると予想される。
本発明に係る鋼材は、残留オーステナイト量を少なくするために、既存鋼に比べてＭｏ量を増加させたことを特徴とする。
本発明に係る鋼材は、残留オーステナイト量を少なくするために、既存鋼に比べてＭｏ量を増加させたことを特徴とする。
【0083】
［４．２．２． クリープ破断時間の延長］
大きなダイカスト金型では、衝撃値と破壊靱性に加え、クリープ強度も重要になると予想される。ダイカストにおいて、大きな鋳造品の凝固には長時間が必要であり、型締め時間が長くなる。型締めの間、金型には高温で高い負荷が変動の小さい状態で作用し続ける。この負荷がクリープ変形を引き起こし、金型を大割れに至らせるおそれがある。
本発明に係る鋼材は、クリープ破断時間を長くするために、既存鋼に比べてＭｏ量を増加させたことを特徴とする。
大きなダイカスト金型では、衝撃値と破壊靱性に加え、クリープ強度も重要になると予想される。ダイカストにおいて、大きな鋳造品の凝固には長時間が必要であり、型締め時間が長くなる。型締めの間、金型には高温で高い負荷が変動の小さい状態で作用し続ける。この負荷がクリープ変形を引き起こし、金型を大割れに至らせるおそれがある。
本発明に係る鋼材は、クリープ破断時間を長くするために、既存鋼に比べてＭｏ量を増加させたことを特徴とする。
【0084】
［４．２．３． 変態発熱の抑制］
オーステナイトが別の相に変態すると、結晶構造や熱物性値が変化することによって熱が発生する。これが変態発熱である。変態発熱によって焼入れ中の鋼材の温度は下がりにくくなる。焼入れの冷却中であるにもかかわらず、温度の上昇や停滞が発生することもある。この傾向は、大きなダイカスト金型の内部側で顕著である。
オーステナイトが別の相に変態すると、結晶構造や熱物性値が変化することによって熱が発生する。これが変態発熱である。変態発熱によって焼入れ中の鋼材の温度は下がりにくくなる。焼入れの冷却中であるにもかかわらず、温度の上昇や停滞が発生することもある。この傾向は、大きなダイカスト金型の内部側で顕著である。
【0085】
変態発熱は、組織や特性に悪影響を与える。この理由は、変態発熱で温度の上昇や停滞が起こる間にも拡散型の変態は進行するからである。例えば、変態発熱の大きなベイナイト変態では、変態発熱が小さい場合よりも高温で変態が進行する。従って、微細な組織を得にくい。
本発明に係る鋼材は、変態発熱を抑制するために、既存鋼に比べてＳｉ量を低減したことを特徴とする。
本発明に係る鋼材は、変態発熱を抑制するために、既存鋼に比べてＳｉ量を低減したことを特徴とする。
【0086】
［４．２．４． 低Ｖ高Ｍｏの効果］
４５ＨＲＣ以上の硬さを得るため、ＳＫＤ６１などの従来鋼は、０．５０≦Ｖ≦１．２０ｍａｓｓ％、かつ、１．００≦Ｍｏ≦２．００ｍａｓｓ％である場合が多い。このような鋼から製造した棒材や線材で金型のヒートチェックを溶接補修すると、溶接部にＶ系の炭化物や炭窒化物が晶出する。溶接補修材が溶融状態から凝固するためであり、鋳造時の晶出と同様の現象である。溶接時に晶出する晶出物は、鋳造時に晶出する晶出物よりは小さいが、大割れの原因になることがある。
４５ＨＲＣ以上の硬さを得るため、ＳＫＤ６１などの従来鋼は、０．５０≦Ｖ≦１．２０ｍａｓｓ％、かつ、１．００≦Ｍｏ≦２．００ｍａｓｓ％である場合が多い。このような鋼から製造した棒材や線材で金型のヒートチェックを溶接補修すると、溶接部にＶ系の炭化物や炭窒化物が晶出する。溶接補修材が溶融状態から凝固するためであり、鋳造時の晶出と同様の現象である。溶接時に晶出する晶出物は、鋳造時に晶出する晶出物よりは小さいが、大割れの原因になることがある。
【0087】
これに対し、本発明に係る鋼材は、低Ｖ高Ｍｏ（Ｖ≦０．３０ｍａｓｓ％、２．００ｍａｓｓ％≦Ｍｏ）である。そのため、これを棒材、線材、あるいは、粉末とし、これらを溶接補修や積層造形に使用する場合、上記の問題は起こらない。Ｖが少ないためである。しかも、Ｍｏが多いことで、４５ＨＲＣ以上の硬さを安定して得られる。
【0088】
［４．３． 成分の最適化］
以下に、ヒートチェックの抑制、大割れの防止、ＳＡ性の向上、及び、被削性の向上を実現するための成分の最適化について詳細に説明する。表１に、ヒートチェックの抑制及び大割れの防止に関し、元素の調整により得られる効果を示す。
以下に、ヒートチェックの抑制、大割れの防止、ＳＡ性の向上、及び、被削性の向上を実現するための成分の最適化について詳細に説明する。表１に、ヒートチェックの抑制及び大割れの防止に関し、元素の調整により得られる効果を示す。
【0089】
【表1】
【0090】
［４．３．１． ヒートチェックの抑制］
ヒートチェックの抑制は、熱疲労の軽減によって得られる効果である。熱疲労の軽減には、金型に発生する熱応力を下げると同時に、熱応力に対する金型の抵抗力を上げなければならない。
ヒートチェックの抑制は、熱疲労の軽減によって得られる効果である。熱疲労の軽減には、金型に発生する熱応力を下げると同時に、熱応力に対する金型の抵抗力を上げなければならない。
【0091】
熱応力を下げるには、鋼材の熱伝導率を高めることが有効である。本発明においては、以下の方法によって熱伝導率を高めた。
（ａ）Ｓｉ量を減らす。
（ｂ）Ｍｎ量とＣｒ量を過度に増やさない。
（ａ）Ｓｉ量を減らす。
（ｂ）Ｍｎ量とＣｒ量を過度に増やさない。
【0092】
抵抗力を上げるには、高温引張強度と軟化抵抗を高めることが有効である。本発明においては、以下の方法によって高温引張強度と軟化抵抗を高めた。
（ａ）Ｓｉ量を減らす。
（ｂ）Ｍｏ量を増やす。
（ｃ）Ｃｒ量を過度に高めない。
（ａ）Ｓｉ量を減らす。
（ｂ）Ｍｏ量を増やす。
（ｃ）Ｃｒ量を過度に高めない。
【0093】
［４．３．２． 大割れの防止］
大割れの防止は、亀裂の発生や進展の抑制によって得られる効果である。亀裂の発生や進展の抑制には、衝撃値や破壊靱性、高温長時間の負荷への抵抗力などを上げなければならない。衝撃値や破壊靱性を上げるには、粗大な異物を減らすと同時に、組織を微細にすることが有効である。
なお、本発明における粗大な異物は、衝撃値や破壊靱性に有害な、サイズが０．５μｍを超える大きな粒子である。粗大な異物は、来歴によって以下の２つに大別される。
（４ａ）インゴット凝固時の晶出物： サイズは、おおよそ５～１５０μｍ
（４ｂ）熱間加工後に形成される析出物： サイズは、おおよそ０．５～１０μｍ
大割れの防止は、亀裂の発生や進展の抑制によって得られる効果である。亀裂の発生や進展の抑制には、衝撃値や破壊靱性、高温長時間の負荷への抵抗力などを上げなければならない。衝撃値や破壊靱性を上げるには、粗大な異物を減らすと同時に、組織を微細にすることが有効である。
なお、本発明における粗大な異物は、衝撃値や破壊靱性に有害な、サイズが０．５μｍを超える大きな粒子である。粗大な異物は、来歴によって以下の２つに大別される。
（４ａ）インゴット凝固時の晶出物： サイズは、おおよそ５～１５０μｍ
（４ｂ）熱間加工後に形成される析出物： サイズは、おおよそ０．５～１０μｍ
【0094】
本発明においては、以下の方法によって粗大な異物を減らした。
（ａ）Ｃ量とＶ量を減らす。
（ｂ）Ｓｉ量やＮ量を過度に増やさない。
Ｃ量とＶ量を調整した理由は、異物の多くがＣやＶを含むためである。また、Ｓｉ量やＮ量を調整した理由は、異物の量に影響を及ぼし、異物の構成元素ともなるためである。
（ａ）Ｃ量とＶ量を減らす。
（ｂ）Ｓｉ量やＮ量を過度に増やさない。
Ｃ量とＶ量を調整した理由は、異物の多くがＣやＶを含むためである。また、Ｓｉ量やＮ量を調整した理由は、異物の量に影響を及ぼし、異物の構成元素ともなるためである。
【0095】
組織の微細化は、以下（ａ）～（ｆ）の６つの要因を適正化することにより行った。
なお、
（ａ）（ｂ）は、焼入れ加熱時におけるオーステナイト結晶粒の微細化、
（ｃ）（ｄ）（ｅ）は、焼入れ冷却中の相変態挙動の抑制、
（ｆ）は、焼入れが終了した組織
に関するものである。
なお、
（ａ）（ｂ）は、焼入れ加熱時におけるオーステナイト結晶粒の微細化、
（ｃ）（ｄ）（ｅ）は、焼入れ冷却中の相変態挙動の抑制、
（ｆ）は、焼入れが終了した組織
に関するものである。
【0096】
（ａ）焼入れ加熱時のオーステナイトメモリー：
「オーステナイトメモリー」とは、焼入れ加熱（＞Ａc3点）におけるオーステナイト結晶粒界の位置が、加熱前（＜Ａc1点）の旧オーステナイト結晶粒界の位置とほとんど同じになる現象をいう。すなわち、焼入れの前後で旧オーステナイト粒径はほとんど変わらない。焼入れ前の旧オーステナイト結晶粒が粗大である場合、焼入れ加熱でほとんど微細化せず、焼入れ材の旧オーステナイト結晶粒は焼入れ前の粗大なままである。
「オーステナイトメモリー」とは、焼入れ加熱（＞Ａc3点）におけるオーステナイト結晶粒界の位置が、加熱前（＜Ａc1点）の旧オーステナイト結晶粒界の位置とほとんど同じになる現象をいう。すなわち、焼入れの前後で旧オーステナイト粒径はほとんど変わらない。焼入れ前の旧オーステナイト結晶粒が粗大である場合、焼入れ加熱でほとんど微細化せず、焼入れ材の旧オーステナイト結晶粒は焼入れ前の粗大なままである。
【0097】
オーステナイトメモリーは、ＳＡ材にベイナイトやマルテンサイトが存在した場合に起こりやすい。例えば、徐冷法や恒温保持法の炉出し時に残存していた未変態のオーステナイトが、炉出し後の早い冷却でベイナイトやマルテンサイトになった場合である。すなわち、「焼入れ性が高い反面、ＳＡ性が悪い」鋼材でオーステナイトメモリーは起こりやすい。オーステナイトメモリーを回避するために、主として、Ｍｎ／Ｃｒ比、Ｎｉ量、Ｃｕ量を適正化し、焼入れ性の高さを維持しつつＳＡ性を確保した。
【0098】
（ｂ）焼入れ時のオーステナイト中に分散するピン止め粒子：
焼入れ加熱時、オーステナイトメモリーを回避して得た微細なオーステナイト結晶粒は、加熱温度での保持中に粗大化しやすい。焼入れ時に存在するピン止め粒子は、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。本発明においては、ピン止め粒子の量を適正化するために、主として、Ｃ量、Ｖ量、Ａｌ量、Ｎ量を適正化した。
焼入れ組織に分散する粒子として好ましいものは、サイズが０．５μｍ以下、大きくとも１μｍ以下の小さな粒子である。サイズは、粒子の長さが最大となるような方向で測定した場合の長さである。
焼入れ加熱時、オーステナイトメモリーを回避して得た微細なオーステナイト結晶粒は、加熱温度での保持中に粗大化しやすい。焼入れ時に存在するピン止め粒子は、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。本発明においては、ピン止め粒子の量を適正化するために、主として、Ｃ量、Ｖ量、Ａｌ量、Ｎ量を適正化した。
焼入れ組織に分散する粒子として好ましいものは、サイズが０．５μｍ以下、大きくとも１μｍ以下の小さな粒子である。サイズは、粒子の長さが最大となるような方向で測定した場合の長さである。
【0099】
（ｃ）焼入れ冷却時のパーライト析出：
焼入れ冷却時にパーライトが析出すると、焼入れ組織は、ベイナイトやマルテンサイトの母相中にパーライトが分散した状態になる。パーライトは母相より粗大で低強度のため、金型使用中の大割れの原因となる。本発明においては、パーライトの析出を抑制するために、主として、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｍｏ量を適正化した。
焼入れ冷却時にパーライトが析出すると、焼入れ組織は、ベイナイトやマルテンサイトの母相中にパーライトが分散した状態になる。パーライトは母相より粗大で低強度のため、金型使用中の大割れの原因となる。本発明においては、パーライトの析出を抑制するために、主として、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｍｏ量を適正化した。
【0100】
（ｄ）マルテンサイト、又は、低温で変態したベイナイトを生成させることが可能な、低温域での焼入れ性：
低温域での焼入れ性が高くなるほど、粗大なベイナイトの生成が抑制される。本発明においては、低温域での焼入れ性を向上させるために、主として、Ｍｎ＋Ｃｒ量を適正化した。
低温域での焼入れ性が高くなるほど、粗大なベイナイトの生成が抑制される。本発明においては、低温域での焼入れ性を向上させるために、主として、Ｍｎ＋Ｃｒ量を適正化した。
【0101】
（ｅ）ベイナイトやマルテンサイトに変態する際の発熱：
特に、大型の鋼材においては、変態発熱が小さくなるほど、焼入れ後の組織も微細になる。本発明においては、変態発熱を抑制するために、主として、Ｓｉ量を適正化した。
特に、大型の鋼材においては、変態発熱が小さくなるほど、焼入れ後の組織も微細になる。本発明においては、変態発熱を抑制するために、主として、Ｓｉ量を適正化した。
【0102】
（ｆ）焼入れ組織の残留オーステナイト量：
焼入れ組織に含まれる残留オーステナイトの部位は、焼戻しによって、高温で変態した粗大なベイナイトになる。粗大なベイナイト領域が存在する組織では、亀裂が進展しやすくなる。本発明においては、残留オーステナイト量を低減するために、主として、Ｍｏ量を適正化した。
焼入れ組織に含まれる残留オーステナイトの部位は、焼戻しによって、高温で変態した粗大なベイナイトになる。粗大なベイナイト領域が存在する組織では、亀裂が進展しやすくなる。本発明においては、残留オーステナイト量を低減するために、主として、Ｍｏ量を適正化した。
【0103】
「高温長時間の負荷に耐える」とは、クリープ破断時間を長くすることである。つまり、高温で高い負荷が変動の小さい状態で長時間にわたって作用し続けても、破壊しにくいことが必要である。本発明においては、クリープ判断時間を長くするために、主として、Ｍｏ量を適正化した。
【0104】
［４．３．３． ＳＡ性］
ＨＴ方案に供される鋼材は、ＳＡ性に優れていることが好ましい。ＭｎやＮｉやＣｕの増量で焼入れ性を高めると、ＳＡ性は劣化する。本発明に係る鋼材は、高い焼入れ性も必要であるため、以下の方法によって良好なＳＡ性を確保した。
（ａ）Ｍｎを過度に高めない。
（ｂ）Ｍｎ／Ｃｒ比を適正化する。
（ｃ）ＮｉやＣｒの上限を低く制限する。
また、ＳＡ性が良好になると、焼入れ加熱時のオーステナイトメモリー現象を回避できるため、細粒化にも寄与する。
ＨＴ方案に供される鋼材は、ＳＡ性に優れていることが好ましい。ＭｎやＮｉやＣｕの増量で焼入れ性を高めると、ＳＡ性は劣化する。本発明に係る鋼材は、高い焼入れ性も必要であるため、以下の方法によって良好なＳＡ性を確保した。
（ａ）Ｍｎを過度に高めない。
（ｂ）Ｍｎ／Ｃｒ比を適正化する。
（ｃ）ＮｉやＣｒの上限を低く制限する。
また、ＳＡ性が良好になると、焼入れ加熱時のオーステナイトメモリー現象を回避できるため、細粒化にも寄与する。
【0105】
［４．３．４． 被削性］
ＨＴ方案に供される鋼材、及び、ＰＨ方案に供される鋼材のいずれも、被削性に優れていることが好ましい。ヒートチェックを抑制するためにＳｉ量を減量すると、被削性は劣化する。本発明に係る鋼材は、ヒートチェックの抑制も必要であるため、以下の方法によって、工業的に切削が可能な被削性を確保した。
（ａ）Ｓｉ量を過度に減らさない。
（ｂ）Ｃｒ量とＭｏ量を過度に増やさない。
ＨＴ方案に供される鋼材、及び、ＰＨ方案に供される鋼材のいずれも、被削性に優れていることが好ましい。ヒートチェックを抑制するためにＳｉ量を減量すると、被削性は劣化する。本発明に係る鋼材は、ヒートチェックの抑制も必要であるため、以下の方法によって、工業的に切削が可能な被削性を確保した。
（ａ）Ｓｉ量を過度に減らさない。
（ｂ）Ｃｒ量とＭｏ量を過度に増やさない。
【実施例0106】
［１． 各種の検証試験］
［１．１． 好適なＭｎ量とＣｒ量の範囲］
［１．１．１． 概要］
大きなダイカスト金型では、焼入れ速度が小さい。特に金型の内部は、５００℃から１８０℃への冷却速度が１．５℃／ｍｉｎ以下となることがある。このような条件でも、マルテンサイト変態、あるいは、低温（≦Ｍs点＋１２０℃）でベイナイトに変態し、微細な組織となる高い焼入れ性が必要である。
［１．１． 好適なＭｎ量とＣｒ量の範囲］
［１．１．１． 概要］
大きなダイカスト金型では、焼入れ速度が小さい。特に金型の内部は、５００℃から１８０℃への冷却速度が１．５℃／ｍｉｎ以下となることがある。このような条件でも、マルテンサイト変態、あるいは、低温（≦Ｍs点＋１２０℃）でベイナイトに変態し、微細な組織となる高い焼入れ性が必要である。
【0107】
Ｍｎ量とＣｒ量を増量すれば焼入れ性は向上するが、Ｍｎ量を多くするとＳＡ性は悪くなる。特に、ＨＴ方案に供される鋼材については、高いＳＡ性が求められる。そこで、本発明では、Ｍｎ量と、Ｍｎ＋Ｃｒ量で焼入れ性を調査し、Ｍｎ／Ｃｒ比でＳＡ性を調査し、焼入れ性とＳＡ性の両立を図った。さらに、好適な範囲を確定する際には、軟化抵抗（Ｃｒ量）も加味した。
【0108】
［１．１．２． 試料の作製及び試験方法］
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．３２Ｃ－０．３４Ｓｉ－０．０８Ｃｕ－０．１１Ｎｉ－２．１６Ｍｏ－０．１８Ｖ－０．０２８Ａｌ－０．０１１Ｎとし、Ｍｎ量とＣｒ量を系統的に変化させた。この鋼材を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。得られたインゴットに対し、均質化熱処理、熱間加工、焼きならし、焼戻し、及び、ＳＡを行った。
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．３２Ｃ－０．３４Ｓｉ－０．０８Ｃｕ－０．１１Ｎｉ－２．１６Ｍｏ－０．１８Ｖ－０．０２８Ａｌ－０．０１１Ｎとし、Ｍｎ量とＣｒ量を系統的に変化させた。この鋼材を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。得られたインゴットに対し、均質化熱処理、熱間加工、焼きならし、焼戻し、及び、ＳＡを行った。
【0109】
得られた鋼材を用いて、ＳＡ性を評価した。
すなわち、上記ＳＡ後の鋼材から１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍのＳＡ性評価用の試験片を作製した。この試験片に対して、大きな金型用素材の製造工程中の「熱間加工－焼きならし－焼戻し－球状化焼鈍」を模擬した真空熱処理を行い、ＳＡ性を評価した。なお、今回の検証では、焼きならしと焼戻しを実施したが、これらの処理を省略しても良い。
すなわち、上記ＳＡ後の鋼材から１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍのＳＡ性評価用の試験片を作製した。この試験片に対して、大きな金型用素材の製造工程中の「熱間加工－焼きならし－焼戻し－球状化焼鈍」を模擬した真空熱処理を行い、ＳＡ性を評価した。なお、今回の検証では、焼きならしと焼戻しを実施したが、これらの処理を省略しても良い。
【0110】
真空処理工程の詳細は、以下の通りである。
すなわち、まず、試験片を真空中において、１２４０℃で０．５Ｈ保持した。これは、熱間加工材の粗大な結晶粒を再現するための処理である。１２４０℃で０．５Ｈ保持した後、炉内に窒素ガスを導入し、窒素ガスを加圧して強制対流させ、試験片を１００℃以下まで冷却した。
すなわち、まず、試験片を真空中において、１２４０℃で０．５Ｈ保持した。これは、熱間加工材の粗大な結晶粒を再現するための処理である。１２４０℃で０．５Ｈ保持した後、炉内に窒素ガスを導入し、窒素ガスを加圧して強制対流させ、試験片を１００℃以下まで冷却した。
【0111】
引き続き、試験片を真空中において、１０２０℃で１Ｈ保持した。これは、焼きならしを模擬している。１０２０℃で１Ｈ保持した後、炉内に窒素ガスを導入し、窒素ガスを加圧して強制対流させ、試験片を１００℃以下まで冷却した。
引き続き、試験片を真空中において、６８０℃で６Ｈ保持した。これは、焼戻しを模擬している。６８０℃で６Ｈ保持した後、炉内に窒素ガスを導入し、窒素ガスを加圧して強制対流させ、試験片を１００℃以下まで冷却した。
引き続き、試験片を真空中において、６８０℃で６Ｈ保持した。これは、焼戻しを模擬している。６８０℃で６Ｈ保持した後、炉内に窒素ガスを導入し、窒素ガスを加圧して強制対流させ、試験片を１００℃以下まで冷却した。
【0112】
最後に、ＳＡを行った。すなわち、試験片を真空中において、９００℃で１Ｈ保持した。その後、そのまま真空中において、６００℃までを１５℃／Ｈで冷却した。以降は、炉内に窒素ガスを導入し、窒素ガスを加圧して強制対流させ、試験片を１００℃以下まで冷却した。
【0113】
また、得られた鋼材を用いて、焼入れ性を評価した。
すなわち、ＳＡ状態の丸棒から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの角棒１０本を作製した。この角棒を真空中において、９７０℃で２Ｈ保持した後、焼入れを行った。焼入れ時の冷却速度は、９７０℃から５００℃までを６℃／ｍｉｎ、５００℃から１８０℃までを０．５℃／ｍｉｎとした。
すなわち、ＳＡ状態の丸棒から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの角棒１０本を作製した。この角棒を真空中において、９７０℃で２Ｈ保持した後、焼入れを行った。焼入れ時の冷却速度は、９７０℃から５００℃までを６℃／ｍｉｎ、５００℃から１８０℃までを０．５℃／ｍｉｎとした。
【0114】
上記の焼入れ工程は、２０００ｋｇ以上の大きな金型を焼き入れた場合の、最も冷却速度の小さい内部を想定した例の１つである。１８０℃以下の冷却速度は衝撃値にあまり影響しないため、１８０℃から１００℃以下への冷却速度は特に制御しなかった。
続いて、角棒の焼戻しを行った。焼戻しは、５９０℃で２Ｈ保持後、１００℃以下へ冷却することにより行った。
さらに、焼戻しを追加した。すなわち、上記の角棒を５６０℃～６００℃で所定時間保持後、１００℃以下へ冷却した。この処理を１回以上実施し、角棒を４４．５～４５．５ＨＲＣに調質した。
続いて、角棒の焼戻しを行った。焼戻しは、５９０℃で２Ｈ保持後、１００℃以下へ冷却することにより行った。
さらに、焼戻しを追加した。すなわち、上記の角棒を５６０℃～６００℃で所定時間保持後、１００℃以下へ冷却した。この処理を１回以上実施し、角棒を４４．５～４５．５ＨＲＣに調質した。
【0115】
４４．５～４５．５ＨＲＣに調質した角棒から衝撃試験片を作製した。衝撃試験片の形状は、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準じた形状（１０ｍｍ×１０ｍｍ×５０ｍｍ、ノッチ先端の円弧半径：１ｍｍ、ノッチ深さ：２ｍｍ、ノッチ底下部の試験片断面積：０．８ｃｍ2）とした。得られた衝撃試験片を用いて、衝撃試験を１５～３５℃において実施した。
評価には、衝撃値を用いた。ここでいう「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０．８ｃｍ2で割った値であり、１０本の平均値を指す。
評価には、衝撃値を用いた。ここでいう「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０．８ｃｍ2で割った値であり、１０本の平均値を指す。
【0116】
［１．１．３． 結果］
図２に、ＳＡ性及び焼入れ性に優れた鋼材を得るためのＭｎ量とＣｒ量の範囲を示す。図２中、ハッチングで囲まれた領域は、ＳＡ後の硬さが９８ＨＲＢ以下となり、焼入れ焼戻し後の衝撃値が２５Ｊ／ｃｍ2以上となり、かつ、高い軟化抵抗を示す領域を表す。
図２に、ＳＡ性及び焼入れ性に優れた鋼材を得るためのＭｎ量とＣｒ量の範囲を示す。図２中、ハッチングで囲まれた領域は、ＳＡ後の硬さが９８ＨＲＢ以下となり、焼入れ焼戻し後の衝撃値が２５Ｊ／ｃｍ2以上となり、かつ、高い軟化抵抗を示す領域を表す。
【0117】
［１．２． 好適なＭｏ量（１）： 残留オーステナイト量］
［１．２．１． 試料の作製及び試験方法］
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．３２Ｃ－０．２８Ｓｉ－０．８１Ｍｎ－０．１１Ｃｕ－０．２３Ｎｉ－６．２２Ｃｒ－０．２２Ｖ－０．０１７Ａｌ－０．０１２Ｎとし、Ｍｏ量を０．５１ｍａｓｓ％～３．０６ｍａｓｓ％の範囲で変化させた。これらの鋼材を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。得られたインゴットに対し、均質化熱処理、熱間加工、焼きならし、焼戻し、及び、ＳＡを行った。
［１．２．１． 試料の作製及び試験方法］
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．３２Ｃ－０．２８Ｓｉ－０．８１Ｍｎ－０．１１Ｃｕ－０．２３Ｎｉ－６．２２Ｃｒ－０．２２Ｖ－０．０１７Ａｌ－０．０１２Ｎとし、Ｍｏ量を０．５１ｍａｓｓ％～３．０６ｍａｓｓ％の範囲で変化させた。これらの鋼材を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。得られたインゴットに対し、均質化熱処理、熱間加工、焼きならし、焼戻し、及び、ＳＡを行った。
【0118】
ＳＡ後の素材（断面が４０ｍｍ×６５ｍｍである矩形状の素材）から直径：１２ｍｍ、長さ：５０ｍｍの丸棒を作製した。
丸棒の９７０℃焼入れの冷却工程は２種類に分けた。１つ目は、９７０℃で２Ｈ加熱した後、５００℃までを１００℃／ｍｉｎ、５００℃から１８０℃までを２０℃／ｍｉｎで冷却する工程である。２つ目は、９７０℃で２Ｈ加熱した後、５００℃までを６℃／ｍｉｎ、５００℃から１８０℃までを０．５℃／ｍｉｎで冷却する工程である。
５００℃以下の冷却速度は、金型の中心部を模擬している。２０℃／ｍｉｎ（１つ目の工程）は、５ｋｇ程度の小さな金型の焼入れを想定している。０．５℃／ｍｉｎ（２つ目の工程）は、２０００ｋｇ以上の大きな金型の焼入れを想定している。焼入れした上記の丸棒から試験片を切り出し、残留オーステナイト量を測定した。
丸棒の９７０℃焼入れの冷却工程は２種類に分けた。１つ目は、９７０℃で２Ｈ加熱した後、５００℃までを１００℃／ｍｉｎ、５００℃から１８０℃までを２０℃／ｍｉｎで冷却する工程である。２つ目は、９７０℃で２Ｈ加熱した後、５００℃までを６℃／ｍｉｎ、５００℃から１８０℃までを０．５℃／ｍｉｎで冷却する工程である。
５００℃以下の冷却速度は、金型の中心部を模擬している。２０℃／ｍｉｎ（１つ目の工程）は、５ｋｇ程度の小さな金型の焼入れを想定している。０．５℃／ｍｉｎ（２つ目の工程）は、２０００ｋｇ以上の大きな金型の焼入れを想定している。焼入れした上記の丸棒から試験片を切り出し、残留オーステナイト量を測定した。
【0119】
［１．２．２． 結果］
図３に、残留オーステナイト量とＭｏ量との関係を示す。冷却速度が２０℃／ｍｉｎである場合、残留オーステナイト量が５％程度と少なく、Ｍｏ量の影響も少なかった。
一方、冷却速度が０．５℃／ｍｉｎである場合、残留オーステナイト量が多い。特に、Ｍｏ量が少ないときには残留オーステナイト量が２０％に達した。また、Ｍｏ量が２ｍａｓｓ％以上になると、冷却速度が０．５℃／ｍｉｎであっても残留オーステナイト量が大幅に減少した。すなわち、焼入れ速度が小さくなる大きな金型を対象とする場合、残留オーステナイト量を減らすためには、Ｍｏ量を２．００ｍａｓｓ％以上とすれば良いことが分かった。
図３に、残留オーステナイト量とＭｏ量との関係を示す。冷却速度が２０℃／ｍｉｎである場合、残留オーステナイト量が５％程度と少なく、Ｍｏ量の影響も少なかった。
一方、冷却速度が０．５℃／ｍｉｎである場合、残留オーステナイト量が多い。特に、Ｍｏ量が少ないときには残留オーステナイト量が２０％に達した。また、Ｍｏ量が２ｍａｓｓ％以上になると、冷却速度が０．５℃／ｍｉｎであっても残留オーステナイト量が大幅に減少した。すなわち、焼入れ速度が小さくなる大きな金型を対象とする場合、残留オーステナイト量を減らすためには、Ｍｏ量を２．００ｍａｓｓ％以上とすれば良いことが分かった。
【0120】
［１．３． 好適なＭｏ量（２）： クリープ破断時間］
［１．３．１． 試料の作製及び試験方法］
［１．２．１．］と同様にして、ＳＡ後の素材を作製した。ＳＡ後の素材から直径：１８ｍｍ、長さ：１００ｍｍの丸棒を作製した。丸棒を９７０℃で２Ｈ加熱した後、５００℃までを６℃／ｍｉｎ、５００℃から１８０℃までを０．５℃／ｍｉｎで冷却する焼入れを行った。さらに、１００℃以下まで放冷した後、５６０℃～６００℃における複数回の焼戻しを行い、４５ＨＲＣに調質した。
調質後の丸棒から、全長：７０ｍｍ、平行部の直径：６ｍｍ、平行部の長さ：３０ｍｍのクリープ試験片を作製した。この試験片に対して、５００℃で１０００ＭＰａの荷重を負荷し、判断時間を評価した。
［１．３．１． 試料の作製及び試験方法］
［１．２．１．］と同様にして、ＳＡ後の素材を作製した。ＳＡ後の素材から直径：１８ｍｍ、長さ：１００ｍｍの丸棒を作製した。丸棒を９７０℃で２Ｈ加熱した後、５００℃までを６℃／ｍｉｎ、５００℃から１８０℃までを０．５℃／ｍｉｎで冷却する焼入れを行った。さらに、１００℃以下まで放冷した後、５６０℃～６００℃における複数回の焼戻しを行い、４５ＨＲＣに調質した。
調質後の丸棒から、全長：７０ｍｍ、平行部の直径：６ｍｍ、平行部の長さ：３０ｍｍのクリープ試験片を作製した。この試験片に対して、５００℃で１０００ＭＰａの荷重を負荷し、判断時間を評価した。
【0121】
［１．３．２． 結果］
図４に、クリープ破壊時間とＭｏ量との関係を示す。Ｍｏ量が多くなるほど、クリープ破断時間が長くなった。また、Ｍｏ量が約２．０ｍａｓｓ％以上では、安定して長い破断時間を達成できた。
すなわち、大きな鋳造品を製造するダイカスト金型のように、高温で高い負荷が変動の小さい状態で長時間にわたって作用し続ける場合において、破壊を防ぐためには、Ｍｏ量を２．００ｍａｓｓ％以上とすれば良いことが分かった。
図４に、クリープ破壊時間とＭｏ量との関係を示す。Ｍｏ量が多くなるほど、クリープ破断時間が長くなった。また、Ｍｏ量が約２．０ｍａｓｓ％以上では、安定して長い破断時間を達成できた。
すなわち、大きな鋳造品を製造するダイカスト金型のように、高温で高い負荷が変動の小さい状態で長時間にわたって作用し続ける場合において、破壊を防ぐためには、Ｍｏ量を２．００ｍａｓｓ％以上とすれば良いことが分かった。
【0122】
［１．４． 好適なＳｉ量（１）： 破壊靱性］
［１．４．１． 試料の作製及び試験方法］
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．３４Ｃ－０．８６Ｍｎ－６．３３Ｃｒ－０．２２Ｖ－０．０１８Ａｌ－０．０１１Ｎとし、Ｍｏ量は１．２１ｍａｓｓ％又は２．８３ｍａｓｓ％とした。また、Ｓｉ量を０．０５ｍａｓｓ％～０．９６ｍａｓｓ％の範囲で変化させた。これらの鋼材を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。得られたインゴットに対し、均質化熱処理、熱間加工、焼きならし、焼戻し、及び、ＳＡを行った。
［１．４．１． 試料の作製及び試験方法］
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．３４Ｃ－０．８６Ｍｎ－６．３３Ｃｒ－０．２２Ｖ－０．０１８Ａｌ－０．０１１Ｎとし、Ｍｏ量は１．２１ｍａｓｓ％又は２．８３ｍａｓｓ％とした。また、Ｓｉ量を０．０５ｍａｓｓ％～０．９６ｍａｓｓ％の範囲で変化させた。これらの鋼材を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。得られたインゴットに対し、均質化熱処理、熱間加工、焼きならし、焼戻し、及び、ＳＡを行った。
【0123】
ＳＡ後の素材（断面が４０ｍｍ×６５ｍｍである矩形状の素材）から、高さ：１３ｍｍ、幅：６２ｍｍ、長さ：６５ｍｍの板材を作製した。板材を９７０℃で２Ｈ加熱した後、５００℃までを６℃／ｍｉｎ、５００℃から１８０℃までを０．５℃／ｍｉｎで冷却する焼入れを行った。さらに、１００℃以下になるまで放冷した後、５６０℃～６００℃における複数回の焼戻しを行い、４３ＨＲＣに調質した。
調質後の板材から、厚さ：１２．５ｍｍ、幅：６１ｍｍ、長さ：６４ｍｍの破壊靱性試験片を作製した。この試験片を用いて、室温で破壊靱性を測定した。
調質後の板材から、厚さ：１２．５ｍｍ、幅：６１ｍｍ、長さ：６４ｍｍの破壊靱性試験片を作製した。この試験片を用いて、室温で破壊靱性を測定した。
【0124】
［１．４．２． 結果］
図５に、破壊靱性とＳｉ量との関係を示す。Ｓｉ量が０．９６ｍａｓｓ％である場合、Ｍｏ量を１．２１ｍａｓｓ％から２．８３ｍａｓｓ％へ増加させると、破壊靱性は低下した。また、図示はしないが、特に、Ｍｏ量が３．５ｍａｓｓ％以上になると、破壊靱性が非常に低くなることが分かっている。
図５に、破壊靱性とＳｉ量との関係を示す。Ｓｉ量が０．９６ｍａｓｓ％である場合、Ｍｏ量を１．２１ｍａｓｓ％から２．８３ｍａｓｓ％へ増加させると、破壊靱性は低下した。また、図示はしないが、特に、Ｍｏ量が３．５ｍａｓｓ％以上になると、破壊靱性が非常に低くなることが分かっている。
【0125】
一方、Ｍｏ量が２．８３ｍａｓｓ％であっても、Ｓｉ量を減らすと、破壊靱性が上昇した。特に、Ｍｏ量が２．８３ｍａｓｓ％である場合において、Ｓｉ量が０．４０ｍａｓｓ％以下になると、破壊靱性値は、Ｍｏ量が１．２１ｍａｓｓ％である試験片の破壊靱性値と同等になった。
すなわち、焼入れ速度が小さくなる大きな金型を対象とし、残留オーステナイト量やクリープ強度の観点からＭｏ量を増やす場合、Ｓｉ量を０．４０ｍａｓｓ％以下にすれば、破壊靱性を確保できることが分かった。
すなわち、焼入れ速度が小さくなる大きな金型を対象とし、残留オーステナイト量やクリープ強度の観点からＭｏ量を増やす場合、Ｓｉ量を０．４０ｍａｓｓ％以下にすれば、破壊靱性を確保できることが分かった。
【0126】
［１．５． 好適なＳｉ量（２）： 高温引張強度］
［１．５．１． 試料の作製及び試験方法］
［１．４．１．］と同様にして、ＳＡ後の素材を作製した。ＳＡ後の素材から、直径：１８ｍｍ、長さ：１０５ｍｍの丸棒を作製した。丸棒を９７０℃で２Ｈ加熱した後、５００℃までを６℃／ｍｉｎ、５００℃から１８０℃までを０．５℃／ｍｉｎで冷却する焼入れを行った。さらに、１００℃以下になるまで放冷した後、５６０℃～６００℃における複数回の焼戻しを行い、４５ＨＲＣに調質した。
調質後の丸棒から、全長：１００ｍｍ、平行部の直径：８ｍｍ、平行部の長さ：４０ｍｍの引張試験片を作製した。この試験片を用いて、６００℃で引張試験を行った。
［１．５．１． 試料の作製及び試験方法］
［１．４．１．］と同様にして、ＳＡ後の素材を作製した。ＳＡ後の素材から、直径：１８ｍｍ、長さ：１０５ｍｍの丸棒を作製した。丸棒を９７０℃で２Ｈ加熱した後、５００℃までを６℃／ｍｉｎ、５００℃から１８０℃までを０．５℃／ｍｉｎで冷却する焼入れを行った。さらに、１００℃以下になるまで放冷した後、５６０℃～６００℃における複数回の焼戻しを行い、４５ＨＲＣに調質した。
調質後の丸棒から、全長：１００ｍｍ、平行部の直径：８ｍｍ、平行部の長さ：４０ｍｍの引張試験片を作製した。この試験片を用いて、６００℃で引張試験を行った。
【0127】
［１．５．２． 結果］
図６に、高温引張強度とＳｉ量との関係を示す。Ｓｉ量が少ないほど、高温引張強度が高くなることが分かった。Ｓｉ量が約０．４ｍａｓｓ％以下である場合、安定して高い高温引張強度を達成できることが分かった。さらに、Ｍｏ量が多い場合であっても、Ｓｉ量を低減することで、高温引張強度が高くなることが分かった。すなわち、Ｍｏ量を増やす場合には、同時にＳｉ量を減らす（Ｓｉ≦０．４０ｍａｓｓ％）ことで、高温引張強度を効果的に高められることが分かった。
図６に、高温引張強度とＳｉ量との関係を示す。Ｓｉ量が少ないほど、高温引張強度が高くなることが分かった。Ｓｉ量が約０．４ｍａｓｓ％以下である場合、安定して高い高温引張強度を達成できることが分かった。さらに、Ｍｏ量が多い場合であっても、Ｓｉ量を低減することで、高温引張強度が高くなることが分かった。すなわち、Ｍｏ量を増やす場合には、同時にＳｉ量を減らす（Ｓｉ≦０．４０ｍａｓｓ％）ことで、高温引張強度を効果的に高められることが分かった。
【0128】
［１．６． 好適なＳｉ量（３）： 軟化抵抗］
［１．６．１． 試料の作製及び試験方法］
［１．４．１．］と同様にして、ＳＡ後の素材を作製した。ＳＡ後の素材から、高さ：１１ｍｍ、幅：１２ｍｍ、長さ：２０ｍｍのブロック材を作製した。ブロック材を９７０℃で２Ｈ加熱した後、５００℃までを６℃／ｍｉｎ、５００℃から１８０℃までを３℃／ｍｉｎで冷却する焼入れを行った。さらに、１００℃以下になるまで放冷した後、５６０℃～６００℃における複数回の焼戻しを行い、４５ＨＲＣに調質した。
なお、５００℃以下の冷却速度：３℃／ｍｉｎは、２０００ｋｇ以上の大きな金型の表面部を想定している。軟化が問題になる部位は金型の表面であるため、表面部の焼入れを模擬した。
［１．６．１． 試料の作製及び試験方法］
［１．４．１．］と同様にして、ＳＡ後の素材を作製した。ＳＡ後の素材から、高さ：１１ｍｍ、幅：１２ｍｍ、長さ：２０ｍｍのブロック材を作製した。ブロック材を９７０℃で２Ｈ加熱した後、５００℃までを６℃／ｍｉｎ、５００℃から１８０℃までを３℃／ｍｉｎで冷却する焼入れを行った。さらに、１００℃以下になるまで放冷した後、５６０℃～６００℃における複数回の焼戻しを行い、４５ＨＲＣに調質した。
なお、５００℃以下の冷却速度：３℃／ｍｉｎは、２０００ｋｇ以上の大きな金型の表面部を想定している。軟化が問題になる部位は金型の表面であるため、表面部の焼入れを模擬した。
【0129】
調質後のブロック材を真空炉中で５８０℃に加熱し、５８０℃で１０Ｈ保持した後、室温まで冷却した。５８０℃から１５０℃へは１Ｈ程度で冷却した。
室温において、初期のＨＲＣ硬さと、熱処理後のＨＲＣ硬さ（Ｈ）を測定した。熱処理後のＨＲＣ硬さ（Ｈ）と初期のＨＲＣ硬さ（４５ＨＲＣ）との差ΔＨＲＣ（＝Ｈ－４５）を算出し、これを軟化抵抗の指標とした。
室温において、初期のＨＲＣ硬さと、熱処理後のＨＲＣ硬さ（Ｈ）を測定した。熱処理後のＨＲＣ硬さ（Ｈ）と初期のＨＲＣ硬さ（４５ＨＲＣ）との差ΔＨＲＣ（＝Ｈ－４５）を算出し、これを軟化抵抗の指標とした。
【0130】
［１．６．２． 結果］
図７に、軟化抵抗（ΔＨＲＣ）とＳｉ量との関係を示す。Ｓｉ量が少なくなるほど、ΔＨＲＣの絶対値が小さくなること、すなわち、軟化抵抗が高くなることが分かった。Ｓｉ量が約０．４ｍａｓｓ％以下では、安定して高い軟化抵抗を確保できることが分かった。さらに、Ｍｏ量が多い場合であっても、Ｓｉ量を減らすことで、軟化抵抗が高くなることが分かった。すなわち、Ｍｏ量を増やす場合には、同時にＳｉ量を減らす（Ｓｉ≦０．４０ｍａｓｓ％）ことで、軟化抵抗を効果的に高められることが分かった。
なお、図７における０．９６Ｓｉ－１．２１ＭｏはＳＫＤ６１である。本発明に係る鋼はＳＫＤ６１より低Ｃ、低Ｖであり、特に、Ｖは０．２２ｍａｓｓ％と少ないが、低Ｓｉ、高Ｍｏの系とすることで軟化抵抗を高めている。低Ｖ高Ｍｏの妥当性を確認できた。
図７に、軟化抵抗（ΔＨＲＣ）とＳｉ量との関係を示す。Ｓｉ量が少なくなるほど、ΔＨＲＣの絶対値が小さくなること、すなわち、軟化抵抗が高くなることが分かった。Ｓｉ量が約０．４ｍａｓｓ％以下では、安定して高い軟化抵抗を確保できることが分かった。さらに、Ｍｏ量が多い場合であっても、Ｓｉ量を減らすことで、軟化抵抗が高くなることが分かった。すなわち、Ｍｏ量を増やす場合には、同時にＳｉ量を減らす（Ｓｉ≦０．４０ｍａｓｓ％）ことで、軟化抵抗を効果的に高められることが分かった。
なお、図７における０．９６Ｓｉ－１．２１ＭｏはＳＫＤ６１である。本発明に係る鋼はＳＫＤ６１より低Ｃ、低Ｖであり、特に、Ｖは０．２２ｍａｓｓ％と少ないが、低Ｓｉ、高Ｍｏの系とすることで軟化抵抗を高めている。低Ｖ高Ｍｏの妥当性を確認できた。
【0131】
固溶強化元素であるＳｉ量を減らすと、室温における強度は下がることが知られている。一方、Ｓｉ量を減らすと、高温引張強度と軟化抵抗は上がることが分かった。この理由は、低Ｓｉ化によって、高温（４５０℃以上Ａc1点未満の領域）における炭化物の粗大化が抑制されるためである。
【0132】
［１．７． 好適なＳｉ量（４）： パーライトの析出防止］
［１．７．１． 試料の作製及び試験方法］
［１．４．１．］と同様にして、ＳＡ後の素材を作製した。ＳＡ後の素材から、直径：４ｍｍ、長さ：１０ｍｍの試験片を作製した。試験片を９７０℃から等速で１００℃以下まで冷却した。冷却速度は様々とした。冷却中の試験片の寸法変化を測定し、パーライト変態による膨張の検出を試みた。室温まで冷却後は、組織観察によってパーライトが析出したかどうかを確認した。
以上の手順によって、パーライト析出の臨界冷速を判断した。パーライト析出を抑制するためには、臨界冷速は小さいほど良い。その理由は、ゆっくり冷却してもパーライトが析出しにくいため、焼入れ速度が小さくなる大きな金型に好適だからである。
［１．７．１． 試料の作製及び試験方法］
［１．４．１．］と同様にして、ＳＡ後の素材を作製した。ＳＡ後の素材から、直径：４ｍｍ、長さ：１０ｍｍの試験片を作製した。試験片を９７０℃から等速で１００℃以下まで冷却した。冷却速度は様々とした。冷却中の試験片の寸法変化を測定し、パーライト変態による膨張の検出を試みた。室温まで冷却後は、組織観察によってパーライトが析出したかどうかを確認した。
以上の手順によって、パーライト析出の臨界冷速を判断した。パーライト析出を抑制するためには、臨界冷速は小さいほど良い。その理由は、ゆっくり冷却してもパーライトが析出しにくいため、焼入れ速度が小さくなる大きな金型に好適だからである。
【0133】
［１．７．２． 結果］
図８に、パーライト析出の臨界冷速とＳｉ量との関係を示す。Ｓｉ量が少ないほど、臨界冷速が小さくなることが分かった。Ｓｉ量が約０．４ｍａｓｓ％以下では、安定して小さい臨界冷速を確保できることが分かった。さらに、Ｍｏ量が多い場合であっても、Ｓｉ量を減らすことで、臨界冷速が小さくなることが分かった。
図８に、パーライト析出の臨界冷速とＳｉ量との関係を示す。Ｓｉ量が少ないほど、臨界冷速が小さくなることが分かった。Ｓｉ量が約０．４ｍａｓｓ％以下では、安定して小さい臨界冷速を確保できることが分かった。さらに、Ｍｏ量が多い場合であっても、Ｓｉ量を減らすことで、臨界冷速が小さくなることが分かった。
【0134】
このように大きな金型や、大きな金型用鋼材に対して、残留オーステナイト量やクリープ強度の観点からＭｏ量を増やす場合には、同時にＳｉを減らす（Ｓｉ≦０．４０ｍａｓｓ％）ことで臨界冷速を効果的に小さくすること、すなわち、パーライトの析出を抑制することができる。
【0135】
［１．８． 好適なＳｉ量（５）： 変態発熱］
［１．８．１． 試料の作製及び試験方法］
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．３５Ｃ－０．８３Ｍｎ－０．０７Ｃｕ－０．１２Ｎｉ－６．２８Ｃｒ－２．２６Ｍｏ－０．２４Ｖ－０．０１９Ａｌ－０．０１２Ｎとし、Ｓｉ量は０．０５ｍａｓｓ％又は１．８３ｍａｓｓ％とした。これらの鋼材を１０ｔｏｎのインゴットに鋳込んだ。得られたインゴットに対し、均質化熱処理、熱間加工、焼きならし、焼戻し、及び、ＳＡを行った。
［１．８．１． 試料の作製及び試験方法］
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．３５Ｃ－０．８３Ｍｎ－０．０７Ｃｕ－０．１２Ｎｉ－６．２８Ｃｒ－２．２６Ｍｏ－０．２４Ｖ－０．０１９Ａｌ－０．０１２Ｎとし、Ｓｉ量は０．０５ｍａｓｓ％又は１．８３ｍａｓｓ％とした。これらの鋼材を１０ｔｏｎのインゴットに鋳込んだ。得られたインゴットに対し、均質化熱処理、熱間加工、焼きならし、焼戻し、及び、ＳＡを行った。
【0136】
ＳＡ後の鋼材から、高さ：４００ｍｍ、幅：４００ｍｍ、長さ：８００ｍｍ、質量：約１ｔｏｎ程度のブロックを作製した。ブロックの中心部に熱電対を挿入し、真空焼入れ時の温度を測定した。真空焼入れは、ブロックを真空中で９７０℃に加熱し、炉に窒素ガスを導入して１０Ｂａｒに加圧し、窒素ガスを強制対流させる方法により行った。
【0137】
［１．８．２． 結果］
図９に、急冷時におけるブロックの中心部の温度推移を示す。変態発熱による温度の停滞や上昇（図９中、矢印で表示）が確認された。Ｓｉ量が少なくなるほど、変態発熱量は少なくなった。一方、４５０℃から２００℃への平均冷却速度は、ブロック中に含まれるＳｉ量によらず、約３℃／ｍｉｎであった。
図９に、急冷時におけるブロックの中心部の温度推移を示す。変態発熱による温度の停滞や上昇（図９中、矢印で表示）が確認された。Ｓｉ量が少なくなるほど、変態発熱量は少なくなった。一方、４５０℃から２００℃への平均冷却速度は、ブロック中に含まれるＳｉ量によらず、約３℃／ｍｉｎであった。
【0138】
［１．９． 好適なＳｉ量（６）： 衝撃値に及ぼす変態発熱の影響］
［１．９．１． 試料の作製及び試験方法］
衝撃値や破壊靱性は、５００℃以下における、温度Ｔsから温度Ｔfへの冷却速度に大きく影響される。ＴsやＴfは鋼種によって異なるが、評価した２鋼種の場合は、ともにＴs＝４５０℃、Ｔf＝２００℃であることが事前の検討で分かっている。このため、４５０℃から２００℃への平均冷却速度を評価した。なお、ＴsからＴfまでの領域は、ベイナイト変態やマルテンサイト変態が起こる温度域である。
［１．９．１． 試料の作製及び試験方法］
衝撃値や破壊靱性は、５００℃以下における、温度Ｔsから温度Ｔfへの冷却速度に大きく影響される。ＴsやＴfは鋼種によって異なるが、評価した２鋼種の場合は、ともにＴs＝４５０℃、Ｔf＝２００℃であることが事前の検討で分かっている。このため、４５０℃から２００℃への平均冷却速度を評価した。なお、ＴsからＴfまでの領域は、ベイナイト変態やマルテンサイト変態が起こる温度域である。
【0139】
［１．８．１．］で作製した真空焼入れ後のブロックに対し、５６０～６００℃での焼戻しを複数回行い、４７ＨＲＣに調質した。調質後のブロックの中心部付近の組織を確認したところ、パーライトは析出していなかった。８００℃から６００℃までのパーライト変態域の冷却速度が５℃／ｍｉｎを超えていたためである。
調質後のブロックの中心部付近から衝撃試験片を作製した。試験片は、１０ｍｍ角、長さ：５５ｍｍ、ノッチ底の半径：１ｍｍ、ノッチ深さ：２ｍｍであるものを用いた。得られた衝撃試験片を用いて、室温における衝撃値を測定した。
調質後のブロックの中心部付近から衝撃試験片を作製した。試験片は、１０ｍｍ角、長さ：５５ｍｍ、ノッチ底の半径：１ｍｍ、ノッチ深さ：２ｍｍであるものを用いた。得られた衝撃試験片を用いて、室温における衝撃値を測定した。
【0140】
［１．９．２． 結果］
Ｓｉ量が１．８３ｍａｓｓ％である場合、衝撃値は１９Ｊ／ｃｍ2であった。一方、Ｓｉ量が０．０５ｍａｓｓ％である場合、衝撃値は３４Ｊ／ｃｍ2であった。
ブロックは質量が１ｔｏｎ程度とあまり大きくないうえ、１０Ｂａｒの強力な冷却であるため、焼入れ速度が大きい。また、評価した鋼材は、焼入れ性が高い（Ｍｎ＋Ｃｒ量が多い）。以上の理由から、０．０５％Ｓｉ材の衝撃値が高くなったと考えられる。
一方、１．８３％Ｓｉ材は、焼入れ速度と焼入れ性が０．０５％Ｓｉ材とほとんど同じであるにもかかわらず、衝撃値が低下した。
Ｓｉ量が１．８３ｍａｓｓ％である場合、衝撃値は１９Ｊ／ｃｍ2であった。一方、Ｓｉ量が０．０５ｍａｓｓ％である場合、衝撃値は３４Ｊ／ｃｍ2であった。
ブロックは質量が１ｔｏｎ程度とあまり大きくないうえ、１０Ｂａｒの強力な冷却であるため、焼入れ速度が大きい。また、評価した鋼材は、焼入れ性が高い（Ｍｎ＋Ｃｒ量が多い）。以上の理由から、０．０５％Ｓｉ材の衝撃値が高くなったと考えられる。
一方、１．８３％Ｓｉ材は、焼入れ速度と焼入れ性が０．０５％Ｓｉ材とほとんど同じであるにもかかわらず、衝撃値が低下した。
【0141】
以上の結果から、ベイナイト変態域の平均冷却速度が同じでも、変態発熱の小さい鋼材の衝撃値は、変態発熱の大きい鋼材のそれより高くなることが分かった。冷却されにくい大きな金型では、変態発熱の影響が顕著になると考えられる。従って、大きな金型で安定して高い衝撃値を得るためには、焼入れ性を高めるだけでなく、変態発熱を抑制することが必要であることが分かった。
【0142】
［１．１０． 大きな金型の変態発熱のシミュレーション］
［１．１０．１． 試験方法］
ＨＴ方案における大きな金型の焼入れ、及び、ＰＨ方案における大きな金型用鋼材の焼入れでは、変態発熱による冷却の遅延が顕在化する。実験が困難なこの様子をシミュレーションで見積もった。
対象は、ＰＨ方案における大きな金型鋼材の焼入れとした。鋼材は、ＳＫＤ６１とした。鋼材のサイズは、厚さ：７００ｍｍ、幅：１０００ｍｍ、長さ：２３００ｍｍとし、鋼材の質量は約１２．５ｔｏｎとした。この鋼材の１０３０℃からの真空焼入れ（窒素ガスの圧力：１０Ｂａｒ）をシミュレートした。
［１．１０．１． 試験方法］
ＨＴ方案における大きな金型の焼入れ、及び、ＰＨ方案における大きな金型用鋼材の焼入れでは、変態発熱による冷却の遅延が顕在化する。実験が困難なこの様子をシミュレーションで見積もった。
対象は、ＰＨ方案における大きな金型鋼材の焼入れとした。鋼材は、ＳＫＤ６１とした。鋼材のサイズは、厚さ：７００ｍｍ、幅：１０００ｍｍ、長さ：２３００ｍｍとし、鋼材の質量は約１２．５ｔｏｎとした。この鋼材の１０３０℃からの真空焼入れ（窒素ガスの圧力：１０Ｂａｒ）をシミュレートした。
【0143】
［１．１０．２． 結果」
図１０に、ＳＫＤ６１の１２．５ｔｏｎブロックの焼入れシミュレーションを示す。４００℃付近では、変態発熱による冷却の顕著な遅延が予測された。既存鋼を大きな金型に適用すると、焼入れ性の低さに加えて、大きな変態発熱が発生するため、衝撃値は非常に低くなることが予想される。
図１０に、ＳＫＤ６１の１２．５ｔｏｎブロックの焼入れシミュレーションを示す。４００℃付近では、変態発熱による冷却の顕著な遅延が予測された。既存鋼を大きな金型に適用すると、焼入れ性の低さに加えて、大きな変態発熱が発生するため、衝撃値は非常に低くなることが予想される。
【0144】
［２． 金型で実際に起こる現象の検証試験：実施例１～１６、比較例１～６］
［２．１． 概要］
本発明の課題は、「製造性の良い金型用鋼材を提供し、その鋼材から作製した寿命の長い金型を提供すること」である。「製造性」とは、ＳＡ性と被削性である。「寿命が長い」とは、ヒートチェックが発生しにくく、大割れしないことである。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、「鋼材の質量及びサイズがともに大きい場合であっても、上記を達成すること」である。
［２．１． 概要］
本発明の課題は、「製造性の良い金型用鋼材を提供し、その鋼材から作製した寿命の長い金型を提供すること」である。「製造性」とは、ＳＡ性と被削性である。「寿命が長い」とは、ヒートチェックが発生しにくく、大割れしないことである。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、「鋼材の質量及びサイズがともに大きい場合であっても、上記を達成すること」である。
【0145】
以下の試験では、ＳＡ性、被削性、ヒートチェック、大割れ、衝撃値、クリープ破断時間、及び、残留オーステナイト量を検証する。２０００ｋｇ以上の大きな金型を模擬した熱処理工程を小さな素材に与える。高価で製造に時間がかかる大きな素材を使うことなく、効率的かつ正確に大きな金型で実際に起こる現象を検証する。
【0146】
［２．２． 試料の作製］
［２．２．１． 丸棒素材の作製］
表２に、検証に用いた２２鋼種（実施例１～１６、比較例１～６）の成分を示す。
なお、比較例１はＳＫＤ６１である。比較例２～４は、ＳＫＤ６１の改良鋼として市販されている鋼である。比較例５は、本発明に係る鋼に比べてＣ量及びＭｏ量が少ない鋼（Ｃ＝０．１７ｍａｓｓ％、Ｍｏ＝０．５１ｍａｓｓ％）である。比較例６は、本発明に係る鋼に比べてＶ量が多い鋼（Ｖ＝０．４８ｍａｓｓ％）である。
［２．２．１． 丸棒素材の作製］
表２に、検証に用いた２２鋼種（実施例１～１６、比較例１～６）の成分を示す。
なお、比較例１はＳＫＤ６１である。比較例２～４は、ＳＫＤ６１の改良鋼として市販されている鋼である。比較例５は、本発明に係る鋼に比べてＣ量及びＭｏ量が少ない鋼（Ｃ＝０．１７ｍａｓｓ％、Ｍｏ＝０．５１ｍａｓｓ％）である。比較例６は、本発明に係る鋼に比べてＶ量が多い鋼（Ｖ＝０．４８ｍａｓｓ％）である。
【0147】
表２の鋼種をそれぞれ１５０ｋｇのインゴットに鋳込み、ＨＴ方案の第１工程によって、直径８２ｍｍ×長さ約２９００ｍｍのＳＡ状態の丸棒素材を製造した。
ＳＡ工程は、鋼の組成に応じて適正な条件下で行った。ＳＡの加熱温度は、比較例１が９２０℃、比較例２～４が８８０℃、比較例５～６は９００℃、実施例１～１６は９００℃とした。上記の加熱温度で２Ｈ保持の後、１０℃／Ｈで６５０℃まで冷却した。その後、熱処理炉から取り出して放冷した。
ＳＡ工程は、鋼の組成に応じて適正な条件下で行った。ＳＡの加熱温度は、比較例１が９２０℃、比較例２～４が８８０℃、比較例５～６は９００℃、実施例１～１６は９００℃とした。上記の加熱温度で２Ｈ保持の後、１０℃／Ｈで６５０℃まで冷却した。その後、熱処理炉から取り出して放冷した。
【0148】
【表2】
【0149】
［２．２．２． 試験片の作製］
上記の丸棒から、以下の試験片を作製した。
（Ａ）ＳＡ性： １２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの試験片Ａ
（Ｂ）被削性： ２５ｍｍ×５０ｍｍ×２００ｍｍの試験片Ｂ
（Ｃ）ヒートチェックと亀裂急進展： φ７２ｍｍ×５０ｍｍの試験片Ｃ
（Ｄ）衝撃値： １１ｍｍ×１１ｍｍ×５５ｍｍの試験片Ｄ
（Ｅ）クリープ破断時間： φ１８ｍｍ×１００ｍｍの試験片Ｅ
（Ｆ）残留オーステナイト量： φ１０ｍｍ×２０ｍｍの試験片Ｆ
試験片Ｃ、Ｄ、Ｅは、熱処理によって４５ＨＲＣに調質し、所定の形状に機械加工した後、各種の評価に供した。その他の試験片は、そのまま各種の評価に供した。
上記の丸棒から、以下の試験片を作製した。
（Ａ）ＳＡ性： １２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍの試験片Ａ
（Ｂ）被削性： ２５ｍｍ×５０ｍｍ×２００ｍｍの試験片Ｂ
（Ｃ）ヒートチェックと亀裂急進展： φ７２ｍｍ×５０ｍｍの試験片Ｃ
（Ｄ）衝撃値： １１ｍｍ×１１ｍｍ×５５ｍｍの試験片Ｄ
（Ｅ）クリープ破断時間： φ１８ｍｍ×１００ｍｍの試験片Ｅ
（Ｆ）残留オーステナイト量： φ１０ｍｍ×２０ｍｍの試験片Ｆ
試験片Ｃ、Ｄ、Ｅは、熱処理によって４５ＨＲＣに調質し、所定の形状に機械加工した後、各種の評価に供した。その他の試験片は、そのまま各種の評価に供した。
【0150】
［２．２．３． 試験片の調質］
調質は、真空炉で行った。試験片Ｃ、Ｄ、Ｅを焼入れ温度で２Ｈの加熱後に、６℃／ｍｉｎで５００℃まで冷却し、５００℃から１８０℃までを０．５℃／ｍｉｎで冷却する焼入れを行った。１８０℃以下は試験片Ｃ、Ｄ、Ｅを炉から取り出し、１００℃以下まで放冷した。比較例１～４の焼入れ温度は１０３０℃、それ以外は９７０℃とした。焼入れ後、５６０～６００℃における複数回の焼戻しによって４５ＨＲＣに調質した。
調質は、真空炉で行った。試験片Ｃ、Ｄ、Ｅを焼入れ温度で２Ｈの加熱後に、６℃／ｍｉｎで５００℃まで冷却し、５００℃から１８０℃までを０．５℃／ｍｉｎで冷却する焼入れを行った。１８０℃以下は試験片Ｃ、Ｄ、Ｅを炉から取り出し、１００℃以下まで放冷した。比較例１～４の焼入れ温度は１０３０℃、それ以外は９７０℃とした。焼入れ後、５６０～６００℃における複数回の焼戻しによって４５ＨＲＣに調質した。
【0151】
［２．２．４． 試験片の機械加工］
４５ＨＲＣに調質した試験片を特性評価用の形状に機械加工した。
試験片Ｃからは、概形φ７０ｍｍ×５０ｍｍの円柱状試験片Ｃ２を作製した。円柱の片端面にＶノッチを設けた。ノッチの深さは１ｍｍ、ノッチの開き角度は１２０°、ノッチ先端のＲは０．４ｍｍとした。
試験片Ｄからは、概形１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの衝撃試験片Ｄ２を作製した。長手方向の中央にＵノッチを設けた。ノッチ深さは２．０ｍｍ、ノッチ先端のＲは１．０ｍｍとした。
試験片Ｅからは、全長７０ｍｍ、平行部の直径が６ｍｍ、平行部の長さが３０ｍｍであるクリープ試験片Ｅ２を作製した。
４５ＨＲＣに調質した試験片を特性評価用の形状に機械加工した。
試験片Ｃからは、概形φ７０ｍｍ×５０ｍｍの円柱状試験片Ｃ２を作製した。円柱の片端面にＶノッチを設けた。ノッチの深さは１ｍｍ、ノッチの開き角度は１２０°、ノッチ先端のＲは０．４ｍｍとした。
試験片Ｄからは、概形１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの衝撃試験片Ｄ２を作製した。長手方向の中央にＵノッチを設けた。ノッチ深さは２．０ｍｍ、ノッチ先端のＲは１．０ｍｍとした。
試験片Ｅからは、全長７０ｍｍ、平行部の直径が６ｍｍ、平行部の長さが３０ｍｍであるクリープ試験片Ｅ２を作製した。
【0152】
［２．３． 試験方法及び結果］
［２．３．１． ＳＡ性の評価］
ＳＡ状態の試験片Ａを使って、「ＨＴ方案の第１工程」における熱間加工工程からの製法を模擬した実験を行った。
［２．３．１． ＳＡ性の評価］
ＳＡ状態の試験片Ａを使って、「ＨＴ方案の第１工程」における熱間加工工程からの製法を模擬した実験を行った。
【0153】
熱処理には、真空炉を用いた。熱間加工時の粗大なオーステナイト結晶粒を模擬するため、１２４０℃×２Ｈの加熱を試験片Ａに与えた。熱間加工後の冷却中における炭化物などの粒界析出を模擬するため、１２４０℃から６５０℃までを１℃／ｍｉｎで冷却した。６５０℃以下は、炉内に窒素ガスを導入して加速冷却した。
この熱処理で模擬する現象は、粗大なオーステナイト結晶粒と炭化物などの粒界析出であるため、それ以外の条件は実際の熱間加工工程に必ずしも準じていない。
この熱処理で模擬する現象は、粗大なオーステナイト結晶粒と炭化物などの粒界析出であるため、それ以外の条件は実際の熱間加工工程に必ずしも準じていない。
【0154】
熱間加工工程を模擬した熱処理の後、焼きならし工程と焼戻し工程を実施し、ＳＡを行った。ＳＡの加熱温度は、丸棒素材の作製時のそれと同一とした。一方で、ＳＡの加熱温度からの冷却速度は２３℃／Ｈとした。この大きな冷却速度で９８ＨＲＢ以下に軟化することが、生産性やコストにおいて工業的には必須である。
所定の温度で２Ｈ保持の後、２３℃／Ｈで６５０℃まで冷却し、６５０℃以下は炉内に窒素ガスを導入して加速冷却した。ＳＡ後、ロックウェルＢスケール硬さを測定した。なお、比較例４については、ロックウェルＣスケール硬さも併せて測定した。
所定の温度で２Ｈ保持の後、２３℃／Ｈで６５０℃まで冷却し、６５０℃以下は炉内に窒素ガスを導入して加速冷却した。ＳＡ後、ロックウェルＢスケール硬さを測定した。なお、比較例４については、ロックウェルＣスケール硬さも併せて測定した。
【0155】
表３に、ＳＡ後の硬さを示す。表３中、
「Ｓ」はＳＡ後の硬さが９８ＨＲＢ以下である（ＳＡ性が良い）ことを表し、
「Ｄ」はＳＡ後の硬さが９８ＨＲＢ超である（ＳＡ性が悪い）ことを表す。
「Ｓ」はＳＡ後の硬さが９８ＨＲＢ以下である（ＳＡ性が良い）ことを表し、
「Ｄ」はＳＡ後の硬さが９８ＨＲＢ超である（ＳＡ性が悪い）ことを表す。
【0156】
６５０℃到達時、未変態のオーステナイトが残っていると、その後の加速冷却で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、９８ＨＲＢを超える硬さになる。このような鋼材は、ＳＡ性が悪いと判断される。
比較例４は、ロックウェルＢスケール硬さがＤ判定であり、かつ、ロックウェルＣスケール硬さが２９ＨＲＣとなった。これは、Ｍｎ／Ｃｒが０．２０４と大きいためと考えられる。一方、Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５０を満たす他の鋼種は、ロックウェルＢスケール硬さが９８ＨＲＢ以下であり、良好なＳＡ性を示した。
比較例４は、ロックウェルＢスケール硬さがＤ判定であり、かつ、ロックウェルＣスケール硬さが２９ＨＲＣとなった。これは、Ｍｎ／Ｃｒが０．２０４と大きいためと考えられる。一方、Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５０を満たす他の鋼種は、ロックウェルＢスケール硬さが９８ＨＲＢ以下であり、良好なＳＡ性を示した。
【0157】
【表3】
【0158】
［２．３．２． 被削性の評価］
試験片Ｂを切削した。切削工具の摩耗量が０．１ｍｍになるまで切削した距離を工具寿命とした。工具寿命は、ＳＡ状態の金型用素材を荒加工する場合の被削性に相当する。切削距離が長いことは、工具寿命が長くなり、被削性が良好であることを表す。
試験片Ｂを切削した。切削工具の摩耗量が０．１ｍｍになるまで切削した距離を工具寿命とした。工具寿命は、ＳＡ状態の金型用素材を荒加工する場合の被削性に相当する。切削距離が長いことは、工具寿命が長くなり、被削性が良好であることを表す。
【0159】
表４に、切削距離［ｍ］を示す。表４には、ＳＫＤ６１（比較例１）の切削距離３６．４ｍを１００％とした場合の各鋼材の切削距離の割合（以下、これを「相対切削距離」ともいう）も併せて示した。表４中、
「Ｓ」は相対切削距離が９０％以上であることを表し、
「Ａ」は相対切削距離が７５％以上９０％未満であることを表し、
「Ｂ」は相対切削距離が５０％以上７５％未満であることを表し、
「Ｃ」は相対切削距離が３３％以上５０％未満であることを表し、
「Ｄ」は相対切削距離が３３％未満であることを表す。
「Ｓ」は相対切削距離が９０％以上であることを表し、
「Ａ」は相対切削距離が７５％以上９０％未満であることを表し、
「Ｂ」は相対切削距離が５０％以上７５％未満であることを表し、
「Ｃ」は相対切削距離が３３％以上５０％未満であることを表し、
「Ｄ」は相対切削距離が３３％未満であることを表す。
【0160】
ＳＫＤ６１（比較例１）は、被削性が非常に良好であった。一方、判定Ｄの鋼種は、被削性がＳＤＫ６１の１／３未満に相当し、工業的には受け入れられない。
評価した２２鋼種の中に判定Ｄの鋼種は含まれていなかった。Ｓｉ量が少なくなると、被削性が悪化することが知られている。２２鋼種の中にはＳｉ量が０．０１ｍａｓｓ％未満である鋼種が含まれていなかったため、判定Ｄも該当なしであった。
評価した２２鋼種の中に判定Ｄの鋼種は含まれていなかった。Ｓｉ量が少なくなると、被削性が悪化することが知られている。２２鋼種の中にはＳｉ量が０．０１ｍａｓｓ％未満である鋼種が含まれていなかったため、判定Ｄも該当なしであった。
【0161】
実施例６と実施例９は判定Ｃであるが、工業的に受け入れられる被削性を有していた。実施例６のＳｉ量は０．０１ｍａｓｓ％、実施例９のＳｉ量は０．０２ｍａｓｓ％であった。実施例１０のＳｉ量は０．０５ｍａｓｓ％であり、被削性は判定Ｂであった。以上の結果から、Ｓｉ量が０．０３ｍａｓｓ％以上であれば、被削性の問題はほぼないと言える。実施例１５、１６は、快削成分を含んでいるために、その被削性は判定Ａ以上であった。
【0162】
【表4】
【0163】
［２．３．３． ヒートチェックの評価］
試験片Ｃ２に熱サイクルを与え、発生したヒートチェックの進展を評価した。ノッチを設けた端面に、高周波による５８０℃への加熱と、噴射水による９０℃への冷却を繰り返した。加熱と冷却の組み合わせを１サイクルとした。この評価では、ダイカスト金型の溶湯による加熱と、離型剤の噴射による冷却を模擬している。ノッチは金型表面の応力集中部となる鋭利なコーナー部を想定している。
試験片Ｃ２に熱サイクルを与え、発生したヒートチェックの進展を評価した。ノッチを設けた端面に、高周波による５８０℃への加熱と、噴射水による９０℃への冷却を繰り返した。加熱と冷却の組み合わせを１サイクルとした。この評価では、ダイカスト金型の溶湯による加熱と、離型剤の噴射による冷却を模擬している。ノッチは金型表面の応力集中部となる鋭利なコーナー部を想定している。
【0164】
１０～１００００回の熱サイクルを与えた試験片Ｃ２を中央部で切断し、ノッチ底の亀裂、すなわちヒートチェックの深さを測定した。横軸に熱サイクル数、縦軸に亀裂深さの図を作成し、亀裂の深さ０．２ｍｍになる熱サイクル数を内挿で求めた。
亀裂深さ０．２ｍｍは、ダイカストで鋳造品への亀裂の転写が顕在化し始め、浸透探傷試験で亀裂が現出され始める条件である。亀裂深さが０．２ｍｍとなる熱サイクル数が大きいことは、ヒートチェックの発生と進展が遅く、耐ヒートチェック性が良好であることを示す。
亀裂深さ０．２ｍｍは、ダイカストで鋳造品への亀裂の転写が顕在化し始め、浸透探傷試験で亀裂が現出され始める条件である。亀裂深さが０．２ｍｍとなる熱サイクル数が大きいことは、ヒートチェックの発生と進展が遅く、耐ヒートチェック性が良好であることを示す。
【0165】
表５に、亀裂深さが０．２ｍｍとなるサイクル数を示す。表５には、ＳＫＤ６１（比較例１）の２２８サイクルを１００％とした場合の各鋼材のサイクル数の割合（以下、これを「相対サイクル数Ａ」ともいう）も併せて示した。表６中、
「Ｓ」は相対サイクル数Ａが１９０％超であることを表し、
「Ａ」は相対サイクル数Ａが１６０％超１９０％以下であることを表し、
「Ｂ」は相対サイクル数Ａが１３０％超１６０％以下であることを表し、
「Ｃ」は相対サイクル数Ａが１０５％超１３０％以下であることを表し、
「Ｄ」は相対サイクル数Ａが１０５％以下であることを表す。
「Ｓ」は相対サイクル数Ａが１９０％超であることを表し、
「Ａ」は相対サイクル数Ａが１６０％超１９０％以下であることを表し、
「Ｂ」は相対サイクル数Ａが１３０％超１６０％以下であることを表し、
「Ｃ」は相対サイクル数Ａが１０５％超１３０％以下であることを表し、
「Ｄ」は相対サイクル数Ａが１０５％以下であることを表す。
【0166】
ＳＫＤ６１（比較例１）は、耐ヒートチェック性が悪く、判定Ｄであった。一方、ＳＫＤ６１の改良鋼（比較例２～４）は、耐ヒートチェック性が改善されており、判定Ｂ～判定Ｃであった。比較例５は、耐ヒートチェック性が悪く、判定Ｄであった。これは、本発明に係る鋼に比べてＣ量が少なく、かつ、Ｍｏ量が少ないために、熱サイクルを付与する際の５８０℃加熱による試験片表面の軟化が大きく、強度低下によってヒートチェックが発生し易くなったためと考えられる。
【0167】
実施例１５及び１６の耐ヒートチェック性は判定Ｃであり、他の実施例に比べて耐ヒートチェック性が低下した。これは、快削成分の化合物が亀裂の発生や進展を早めたためと考えられる。
その他の実施例は、耐ヒートチェック性が判定Ｂ以上と良好であった。特に、実施例６、９、１０の３鋼種は、Ｓｉ量が０．０５ｍａｓｓ％以下であるため、耐ヒートチェック性は判定Ｓであり、ＳＫＤ６１の２～３倍程度の耐ヒートチェック性を安定して発揮することが分かった。また、Ｓｉ＝０．１０～０．２４ｍａｓｓ％の実施例は判定Ａであり、ＳＫＤ６１の２倍近くの耐ヒートチェック性を示すことが分かった。
その他の実施例は、耐ヒートチェック性が判定Ｂ以上と良好であった。特に、実施例６、９、１０の３鋼種は、Ｓｉ量が０．０５ｍａｓｓ％以下であるため、耐ヒートチェック性は判定Ｓであり、ＳＫＤ６１の２～３倍程度の耐ヒートチェック性を安定して発揮することが分かった。また、Ｓｉ＝０．１０～０．２４ｍａｓｓ％の実施例は判定Ａであり、ＳＫＤ６１の２倍近くの耐ヒートチェック性を示すことが分かった。
【0168】
【表5】
【0169】
［２．３．４． 大割れの評価］
ダイカスト金型では、ある程度の深さまで亀裂が進展すると、進展の速度が急増して大割れに至る。上記の熱サイクル試験でも同様の現象が確認された。横軸に熱サイクル数、縦軸に亀裂深さを取った図において、ある熱サイクル数でグラフの傾きが急激に変わった。ダイカスト金型であれば、大割れに繋がる現象である。グラフの傾きが急激に変わる熱サイクル数を内挿で求め、これを大割れの指標とした。グラフの傾きが急激に変わる熱サイクル数が大きいことは、大割れに至りにくいことを示す。
ダイカスト金型では、ある程度の深さまで亀裂が進展すると、進展の速度が急増して大割れに至る。上記の熱サイクル試験でも同様の現象が確認された。横軸に熱サイクル数、縦軸に亀裂深さを取った図において、ある熱サイクル数でグラフの傾きが急激に変わった。ダイカスト金型であれば、大割れに繋がる現象である。グラフの傾きが急激に変わる熱サイクル数を内挿で求め、これを大割れの指標とした。グラフの傾きが急激に変わる熱サイクル数が大きいことは、大割れに至りにくいことを示す。
【0170】
表６に、亀裂が急激に進展を開始する熱サイクル数を示す。表６には、ＳＫＤ６１（比較例１）の２８４サイクルを１００％とした場合の各鋼材のサイクル数の割合（以下、これを「相対サイクル数Ｂ」ともいう）も併せて示した。表６中、
「Ｓ」は相対サイクル数Ｂが９００％超であることを表し、
「Ａ」は相対サイクル数Ｂが６００％超９００％以下であることを表し、
「Ｂ」は相対サイクル数Ｂが３００％超６００％以下であることを表し、
「Ｃ」は相対サイクル数Ｂが１５０％超３００％以下であることを表し、
「Ｄ」は相対サイクル数Ｂが１５０％以下であることを表す。
「Ｓ」は相対サイクル数Ｂが９００％超であることを表し、
「Ａ」は相対サイクル数Ｂが６００％超９００％以下であることを表し、
「Ｂ」は相対サイクル数Ｂが３００％超６００％以下であることを表し、
「Ｃ」は相対サイクル数Ｂが１５０％超３００％以下であることを表し、
「Ｄ」は相対サイクル数Ｂが１５０％以下であることを表す。
【0171】
ＳＫＤ６１（比較例１）で大きな金型を作製した場合、金型は大割れしやすい。実際、ＳＫＤ６１の熱サイクル数は２８４サイクルと小さく、表５の２２８サイクルからの増加が少ない。これは、発生したヒートチェックの鋳造品への転写が始まってから大割れに至るまでの時間が短いことに対応する。比較例２は、相対サイクル数ＢがＳＫＤ６１（比較例１）より３９％改善されているが、大割れによる金型寿命のバラツキが５０％程度あることを考慮すれば、目立った改善とは言えない。
【0172】
大割れが発生する熱サイクル数が安定して２倍付近、すなわち、相対サイクル数Ｂが１５０～３００％になれば、明らかな改善効果と判断される。この条件を判定Ｃと規定した。実施例１～１６はすべて判定Ｃを超え、判定Ｂ以上となった。しかも、判定Ｂは、実施例１５だけであった。他の実施例は、判定Ａ以上であり、大割れが発生する熱サイクル数はＳＫＤ６１に対して、安定して６倍以上であった。特に、判定Ｓである実施例の熱サイクル数は、ＳＫＤ６１のそれの１０倍を超えている。実施例１～１６は、高熱伝導率による熱応力の低さと、焼入れ性の高さによる組織の微細さで、亀裂が急激な進展に転じることを抑制している。
表５で判定Ｄとなった比較例５は、大割れにおいて判定Ａであった。これは、軟化が大きいため、耐ヒートチェック性には劣るが、高熱伝導率と焼入れ性の高さで亀裂の進展は抑制されたためと考えられる。
表５で判定Ｄとなった比較例５は、大割れにおいて判定Ａであった。これは、軟化が大きいため、耐ヒートチェック性には劣るが、高熱伝導率と焼入れ性の高さで亀裂の進展は抑制されたためと考えられる。
【0173】
【表6】
【0174】
［２．３．５． 衝撃値の評価］
異物の有無や組織の粗密に敏感な衝撃値は、成分、製法、又は、熱処理が適切であるかを簡便に判断しやすい。実際に長寿命の金型は衝撃値が高い。このため、衝撃値が金型用鋼材や金型の受け入れ条件に指定されることもある。
試験片Ｄ２を用い、室温で衝撃試験を行った。吸収エネルギー［Ｊ］をノッチの断面積０．８［ｃｍ2］で割った値が衝撃値である。
異物の有無や組織の粗密に敏感な衝撃値は、成分、製法、又は、熱処理が適切であるかを簡便に判断しやすい。実際に長寿命の金型は衝撃値が高い。このため、衝撃値が金型用鋼材や金型の受け入れ条件に指定されることもある。
試験片Ｄ２を用い、室温で衝撃試験を行った。吸収エネルギー［Ｊ］をノッチの断面積０．８［ｃｍ2］で割った値が衝撃値である。
【0175】
各鋼種と試験片１０本の平均値で評価した。表７に結果を示す。衝撃値は、ある鋼種に対する比率よりも絶対値が重要である。表７中、
「Ｓ」は、衝撃値が３０［Ｊ／ｃｍ2］超であることを表し、
「Ａ」は、衝撃値が２５［Ｊ／ｃｍ2］超３０［Ｊ／ｃｍ2］以下であることを表し、
「Ｂ」は、衝撃値が２３［Ｊ／ｃｍ2］超２５［Ｊ／ｃｍ2］以下であることを表し、
「Ｃ」は、衝撃値が２０［Ｊ／ｃｍ2］超２３［Ｊ／ｃｍ2］以下であることを表し、
「Ｄ」は、衝撃値が２０［Ｊ／ｃｍ2］以下であることを表す。
「Ｓ」は、衝撃値が３０［Ｊ／ｃｍ2］超であることを表し、
「Ａ」は、衝撃値が２５［Ｊ／ｃｍ2］超３０［Ｊ／ｃｍ2］以下であることを表し、
「Ｂ」は、衝撃値が２３［Ｊ／ｃｍ2］超２５［Ｊ／ｃｍ2］以下であることを表し、
「Ｃ」は、衝撃値が２０［Ｊ／ｃｍ2］超２３［Ｊ／ｃｍ2］以下であることを表し、
「Ｄ」は、衝撃値が２０［Ｊ／ｃｍ2］以下であることを表す。
【0176】
衝撃値が２０［Ｊ／ｃｍ2］以下では、金型として使用中に大割れを起こしやすい。ダイカスト金型に必要な衝撃値は、本発明が対象とする大きな金型では２５［Ｊ／ｃｍ2］である。衝撃値が３０［Ｊ／ｃｍ2］を超えると、大割れの危険性は非常に低くなる。実施例１～１６は、いずれも、衝撃値が判定Ｂ以上であった。
【0177】
比較例５は、本発明に係る鋼材に比べてＣ量及びＭｏ量が少ない鋼であり、衝撃値は判定Ｃであった。比較例５は、Ｖ量が０．３０ｍａｓｓ％以下であるため異物が少なく、Ｍｎ＋Ｃｒ量が６．７０ｍａｓｓ％以上であるため焼入れ性も良好であった。しかしながら、比較例５は、Ｃ量が少なく、変態点が高いために、組織が粗くなった。そのため、比較例５の衝撃値は、不十分であった。
【0178】
比較例６は、本発明に係る鋼材に比べてＶ量が多い鋼であり、衝撃値は判定Ｄであった。比較例６は、Ｍｎ＋Ｃｒ量が６．７０ｍａｓｓ％以上であり、焼入れ性が高い。しかし、比較例６は、Ｖ量が０．３０ｍａｓｓ％を超えており、異物が多いために、良好な焼入れ性を生かせなかった。
【0179】
比較例１～４の衝撃値は、判定Ｄであった。これは、
（ａ）Ｖ量が０．３０ｍａｓｓ％を超えており、異物が多いため、及び、
（ｂ）Ｍｎ＋Ｃｒ量が６．７０ｍａｓｓ％未満であり、焼入れ性が悪く、その結果として、組織が粗くなったため
と考えられる。
特に、ＳＫＤ６１（比較例１）は、Ｖ量が最も多く、Ｍｎ＋Ｃｒ量も少ないため、衝撃値は１０［Ｊ／ｃｍ2］と非常に低い値であった。
（ａ）Ｖ量が０．３０ｍａｓｓ％を超えており、異物が多いため、及び、
（ｂ）Ｍｎ＋Ｃｒ量が６．７０ｍａｓｓ％未満であり、焼入れ性が悪く、その結果として、組織が粗くなったため
と考えられる。
特に、ＳＫＤ６１（比較例１）は、Ｖ量が最も多く、Ｍｎ＋Ｃｒ量も少ないため、衝撃値は１０［Ｊ／ｃｍ2］と非常に低い値であった。
【0180】
【表7】
【0181】
［２．３．６． クリープ破断時間の評価］
試験片Ｅ２を用い、５００℃でクリープ試験を行った。負荷は、１０００ＭＰａとした。各鋼種とも、試験片３本の平均値で評価した。表８に結果を示す。表８には、ＳＫＤ６１（比較例１）の１．７Ｈを１００％とした場合の各鋼材のクリープ判断時間の割合（以下、これを「相対破断時間」ともいう）も併せて示した。表８中、
「Ｓ」は相対破断時間が３００％超であることを表し、
「Ａ」は相対破断時間が２５０％超３００％以下であることを表し、
「Ｂ」は相対破断時間が２００％超２５０％以下であることを表し、
「Ｃ」は相対破断時間が１５０％超２００％以下であることを表し、
「Ｄ」は相対破断時間が１５０％以下であることを表す。
試験片Ｅ２を用い、５００℃でクリープ試験を行った。負荷は、１０００ＭＰａとした。各鋼種とも、試験片３本の平均値で評価した。表８に結果を示す。表８には、ＳＫＤ６１（比較例１）の１．７Ｈを１００％とした場合の各鋼材のクリープ判断時間の割合（以下、これを「相対破断時間」ともいう）も併せて示した。表８中、
「Ｓ」は相対破断時間が３００％超であることを表し、
「Ａ」は相対破断時間が２５０％超３００％以下であることを表し、
「Ｂ」は相対破断時間が２００％超２５０％以下であることを表し、
「Ｃ」は相対破断時間が１５０％超２００％以下であることを表し、
「Ｄ」は相対破断時間が１５０％以下であることを表す。
【0182】
ＳＫＤ６１（比較例１）の破断時間は１７Ｈと短かった。大きな金型においては、亀裂が急進展しやすいこと（表６参照）や衝撃値が低いこと（表７参照）に加えて、クリープの面からも大割れしやすいと言える。
比較例２は、ＳＫＤ６１の改良鋼ではあるが、破断時間はＳＫＤ６１と同等であった。比較例５の破断時間は、ＳＫＤ６１の６５％に過ぎなかった。
比較例２は、ＳＫＤ６１の改良鋼ではあるが、破断時間はＳＫＤ６１と同等であった。比較例５の破断時間は、ＳＫＤ６１の６５％に過ぎなかった。
【0183】
破断時間がＳＫＤ６１に対し、安定して２倍近く、すなわち１．５倍以上であれば、明らかな改善効果があると判断される。この条件を判定Ｃと規定した。ＳＫＤ６１に対し、破断時間が安定して２倍を超える鋼材を判定Ｂと規定した。ＳＫＤ６１に対し、破断時間が３倍近く、すなわち２．５倍以上である鋼材は、改善効果が顕著であり、判定Ａと規定した。さらに、ＳＫＤ６１に対し、破断時間が３倍を超える鋼材を判定Ｓとした。
【0184】
実施例１～１６は、すべて判定Ｂを超え、判定Ａ以上であった。しかも、判定Ａは、実施例１３と実施例１６だけであった。他の実施例は、すべて判定Ｓであった。
クリープ破断時間は、Ｍｏ量が多いほど長くなる。今回検討した２２鋼種にはＭｏ量が１．２５～２．００ｍａｓｓ％の範囲にあるものがないため、判定Ｂ及び判定Ｃはいずれも該当なしであった。
クリープ破断時間は、Ｍｏ量が多いほど長くなる。今回検討した２２鋼種にはＭｏ量が１．２５～２．００ｍａｓｓ％の範囲にあるものがないため、判定Ｂ及び判定Ｃはいずれも該当なしであった。
【0185】
【表8】
【0186】
［２．３．７． 残留オーステナイトの評価］
試験片Ｆを焼入れ温度で１５ｍｉｎの加熱後、５００℃までを６℃／ｍｉｎで冷却し、５００℃から１８０℃までを０．５℃／ｍｉｎで冷却した。それ以降は、炉から取り出して放冷した。比較例１～４の焼入れ温度は１０３０℃とし、それ以外は９７０℃とした。焼入れ後、試験片Ｆを長手方向の中央付近で半分に切断し、φ１０ｍｍの切断面で残留オーステナイト量を測定した。
試験片Ｆを焼入れ温度で１５ｍｉｎの加熱後、５００℃までを６℃／ｍｉｎで冷却し、５００℃から１８０℃までを０．５℃／ｍｉｎで冷却した。それ以降は、炉から取り出して放冷した。比較例１～４の焼入れ温度は１０３０℃とし、それ以外は９７０℃とした。焼入れ後、試験片Ｆを長手方向の中央付近で半分に切断し、φ１０ｍｍの切断面で残留オーステナイト量を測定した。
【0187】
表９に、残留オーステナイト量を示す。焼入れ性が悪く、Ｍｏ量が少ないほど、残留オーステナイトが多くなる傾向が認められた。比較例１～５の残留オーステナイト量は、いずれも１６％以上であった。比較例６は、Ｍｎ＋Ｃｒ量が６．７０ｍａｓｓ％以上であり焼入れ性が高く、かつ、Ｍｏ量が２．００ｍａｓｓ％以上であるため、残留オーステナイト量は１３％と少なかった。これに対し、実施例１～１６の残留オーステナイト量は、いずれも１６％以下であった。
【0188】
【表9】
【0189】
［２．３．９． 実施例の総括］
表１０に、６特性の一覧を示す。比較例１（ＳＫＤ６１）は、ＳＡ性と被削性が非常に高いため、金型を製造する効率が最も高くなった。反面、ヒートチェックなどの金型としての性能は不十分であった。
ＳＫＤ６１の改良鋼である比較例２～４は、ＳＫＤ６１よりも被削性を下げて耐ヒートチェック性を改善した鋼である。しかし、大割れを安定して防止できる性能ではなかった。比較例５及び比較例６は、本発明に係る鋼材とは一部の元素が異なる。そのため、ヒートチェックや大割れにおいて、十分な性能を発揮できなかった。
表１０に、６特性の一覧を示す。比較例１（ＳＫＤ６１）は、ＳＡ性と被削性が非常に高いため、金型を製造する効率が最も高くなった。反面、ヒートチェックなどの金型としての性能は不十分であった。
ＳＫＤ６１の改良鋼である比較例２～４は、ＳＫＤ６１よりも被削性を下げて耐ヒートチェック性を改善した鋼である。しかし、大割れを安定して防止できる性能ではなかった。比較例５及び比較例６は、本発明に係る鋼材とは一部の元素が異なる。そのため、ヒートチェックや大割れにおいて、十分な性能を発揮できなかった。
【0190】
これに対し、実施例１～１６は、全特性に優れていた。衝撃値やクリープ破断時間に影響する残留オーステナイト量も少なかった。
すなわち、本発明に係る鋼材は、金型用素材や金型を製造しやすく、この鋼から製造した金型は、寿命が長くなることが分かった。
すなわち、本発明に係る鋼材は、金型用素材や金型を製造しやすく、この鋼から製造した金型は、寿命が長くなることが分かった。
【0191】
【表10】
【0192】
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】
【0193】
本発明に係る鋼材は、鋳造、鍛造、ホットスタンプ、押出加工、射出成形、ブロー成形などの各種製法に用いられる金型やその部品として用いることができる。
本発明に係る鋼材はＣとＶの含有量が少ないため、粉末や棒材や線材として積層造形や溶接補修に用いると、造形物や溶接部の割れを回避することができる。
本発明に係る鋼材はＣとＶの含有量が少ないため、粉末や棒材や線材として積層造形や溶接補修に用いると、造形物や溶接部の割れを回避することができる。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】
【図8】
【図9】
【図10】