(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】P2024046069
(43)【公開日】2024-04-03
(54)【発明の名称】鋼材及び金型
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240327BHJP
C22C 38/46 20060101ALI20240327BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20240327BHJP
C21D 1/32 20060101ALN20240327BHJP
C21D 9/00 20060101ALN20240327BHJP
C21D 8/06 20060101ALN20240327BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302E
C22C38/46
C22C38/60
C21D1/32
C21D9/00 M
C21D8/06 B
【審査請求】未請求
【請求項の数】4
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2022151231
(22)【出願日】2022-09-22
(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
4K032AA12
4K032AA14
4K032AA16
4K032AA19
4K032AA20
4K032AA21
4K032AA22
4K032AA23
4K032AA26
4K032AA27
4K032AA28
4K032AA29
4K032AA30
4K032AA31
4K032AA33
4K032AA34
4K032AA35
4K032AA36
4K032AA37
4K032AA39
4K032BA02
4K032CA03
4K032CD01
4K032CF02
4K032CF03
4K042AA25
4K042BA02
4K042BA04
4K042BA05
4K042BA14
4K042CA02
4K042CA03
4K042CA04
4K042CA05
4K042CA07
4K042CA08
4K042CA09
4K042CA10
4K042CA12
4K042CA13
4K042DA01
4K042DA02
4K042DB07
4K042DC02
4K042DC03
4K042DC04
4K042DD05
4K042DE02
4K042DE05
4K042DE06
(57)【要約】
【課題】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特性のすべてが良好である鋼材及び金型を提供すること。
【解決手段】鋼材は、０．２５≦Ｃ≦０．３７ｍａｓｓ％、０．０８≦Ｖ≦０．２８ｍａｓｓ％、６．６０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦７．４０ｍａｓｓ％、Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５０、Ｍｎ≧０．６０ｍａｓｓ％、Ｃｒ≦６．６０ｍａｓｓ％、Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４ｍａｓｓ％、０．４０≦Ｓｉ≦０．９０ｍａｓｓ％、０．６０≦Ｍｏ≦２．００ｍａｓｓ％、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なり、質量が２０００ｋｇ以上である。
【選択図】図９
【解決手段】鋼材は、０．２５≦Ｃ≦０．３７ｍａｓｓ％、０．０８≦Ｖ≦０．２８ｍａｓｓ％、６．６０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦７．４０ｍａｓｓ％、Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５０、Ｍｎ≧０．６０ｍａｓｓ％、Ｃｒ≦６．６０ｍａｓｓ％、Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４ｍａｓｓ％、０．４０≦Ｓｉ≦０．９０ｍａｓｓ％、０．６０≦Ｍｏ≦２．００ｍａｓｓ％、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なり、質量が２０００ｋｇ以上である。
【選択図】図９
【特許請求の範囲】
【請求項1】
０．２５≦Ｃ≦０．３７ｍａｓｓ％、
０．０８≦Ｖ≦０．２８ｍａｓｓ％、
６．６０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦７．４０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５０、
Ｍｎ≧０．６０ｍａｓｓ％、
Ｃｒ≦６．６０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４ｍａｓｓ％、
０．４０≦Ｓｉ≦０．９０ｍａｓｓ％、
０．６０≦Ｍｏ≦２．００ｍａｓｓ％、
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。
０．０８≦Ｖ≦０．２８ｍａｓｓ％、
６．６０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦７．４０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５０、
Ｍｎ≧０．６０ｍａｓｓ％、
Ｃｒ≦６．６０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４ｍａｓｓ％、
０．４０≦Ｓｉ≦０．９０ｍａｓｓ％、
０．６０≦Ｍｏ≦２．００ｍａｓｓ％、
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。
【0003】
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。
同文献には、
（Ａ）Ｓｉ量を０．０１ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％未満とすると、金型形状への加工が工業的に可能となる程度の被削性と、汎用金型鋼（例えば、ＪＩＳ ＳＫＤ６１）よりも高い熱伝導率とを備えた熱間工具鋼が得られる点、並びに、
（Ｂ）Ｍｎ量、Ｃｒ量、Ｍｏ量、及び、Ｖ量を最適化すると、高い焼入れ性と、高い衝撃値とを備えた熱間工具鋼が得られる点
が記載されている。
同文献には、
（Ａ）Ｓｉ量を０．０１ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％未満とすると、金型形状への加工が工業的に可能となる程度の被削性と、汎用金型鋼（例えば、ＪＩＳ ＳＫＤ６１）よりも高い熱伝導率とを備えた熱間工具鋼が得られる点、並びに、
（Ｂ）Ｍｎ量、Ｃｒ量、Ｍｏ量、及び、Ｖ量を最適化すると、高い焼入れ性と、高い衝撃値とを備えた熱間工具鋼が得られる点
が記載されている。
【0004】
金型の製造工程は、一般に、
（ａ）金型の製造に適した鋼材を製造する第１工程と、
（ｂ）得られた鋼材から金型を製造する第２工程と
を備えている。
（ａ）金型の製造に適した鋼材を製造する第１工程と、
（ｂ）得られた鋼材から金型を製造する第２工程と
を備えている。
【0005】
第１工程（金型用の鋼材の製造工程）は、様々な工程を含む。主な工程は、溶解工程、精錬工程、鋳造工程、均質化熱処理工程、熱間加工工程、焼きならし工程、焼戻し工程、及び、球状化焼鈍工程である。これらの内、焼きならし工程と焼戻し工程のいずれか一方又は双方は、省略されることがある。
【0006】
第２工程（鋼材からの金型の製造工程）の１つとして、ＨＴ工程がある。
ＨＴ工程は、一般に、
（ａ）球状化焼鈍された鋼材を大まかな金型形状に機械加工（荒加工）する工程と、
（ｂ）荒加工された金型に対して、焼入れ（Ｈ）及び焼戻し（Ｔ）を行う工程と、
（ｃ）焼入れ及び焼戻しが行われた金型に対して、仕上げの機械加工を行う工程と、
（ｄ）必要に応じて、仕上げ加工された金型に対し、表面改質を行う工程と
を備えている。
ＨＴ工程は、一般に、
（ａ）球状化焼鈍された鋼材を大まかな金型形状に機械加工（荒加工）する工程と、
（ｂ）荒加工された金型に対して、焼入れ（Ｈ）及び焼戻し（Ｔ）を行う工程と、
（ｃ）焼入れ及び焼戻しが行われた金型に対して、仕上げの機械加工を行う工程と、
（ｄ）必要に応じて、仕上げ加工された金型に対し、表面改質を行う工程と
を備えている。
【0007】
ＨＴ工程に供される鋼材、及び、ＨＴ工程で製造される金型に求められる特性は、
（１）球状化焼鈍（ＳＡ）性、
（２）被削性、
（３）焼入れ速度が小さい場合の衝撃値、
（４）耐ヒートチェック性、及び、
（５）軟化抵抗性
である。
（１）球状化焼鈍（ＳＡ）性、
（２）被削性、
（３）焼入れ速度が小さい場合の衝撃値、
（４）耐ヒートチェック性、及び、
（５）軟化抵抗性
である。
【0008】
また、焼入れ速度が小さい場合においても高い衝撃値を得るためには、
（ａ）粗大な異物が少ないこと、
（ｂ）焼入れ時のオーステナイト結晶粒が微細であること、及び、
（ｃ）焼入れ性が高いこと
の３要因を満たしていることが必要である。
（ａ）粗大な異物が少ないこと、
（ｂ）焼入れ時のオーステナイト結晶粒が微細であること、及び、
（ｃ）焼入れ性が高いこと
の３要因を満たしていることが必要である。
【0009】
しかしながら、上述した５つの特性のすべてを満たす鋼材を製造することは、容易ではない。例えば、ダイカスト金型用の汎用鋼であるＳＫＤ６１は、ＳＡ性及び被削性に優れているが、衝撃値、耐ヒートチェック性及び軟化抵抗性に劣っている。
一方、ＳＫＤ６１の欠点（衝撃値、耐ヒートチェック性及び軟化抵抗性）を改良した鋼材は、一般に、ＳＡ性及び被削性に劣っている。すなわち、上述した５つの特性に及ぼす合金元素の影響が相反するために、５つの特性を同時に高めることが非常に難しい。
一方、ＳＫＤ６１の欠点（衝撃値、耐ヒートチェック性及び軟化抵抗性）を改良した鋼材は、一般に、ＳＡ性及び被削性に劣っている。すなわち、上述した５つの特性に及ぼす合金元素の影響が相反するために、５つの特性を同時に高めることが非常に難しい。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0010】
【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】
【0011】
本発明が解決しようとする課題は、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特性のすべてが良好である鋼材を提供することにある。
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、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特性のすべてが良好である鋼材を提供することにある。
さらに、本発明が解決しようとする他の課題は、このような鋼材から製造される金型を提供することにある。
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、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特性のすべてが良好である鋼材を提供することにある。
さらに、本発明が解決しようとする他の課題は、このような鋼材から製造される金型を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【0012】
上記課題を解決するために本発明に係る鋼材は、
０．２５≦Ｃ≦０．３７ｍａｓｓ％、
０．０８≦Ｖ≦０．２８ｍａｓｓ％、
６．６０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦７．４０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５０、
Ｍｎ≧０．６０ｍａｓｓ％、
Ｃｒ≦６．６０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４ｍａｓｓ％、
０．４０≦Ｓｉ≦０．９０ｍａｓｓ％、
０．６０≦Ｍｏ≦２．００ｍａｓｓ％、
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。
０．２５≦Ｃ≦０．３７ｍａｓｓ％、
０．０８≦Ｖ≦０．２８ｍａｓｓ％、
６．６０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦７．４０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５０、
Ｍｎ≧０．６０ｍａｓｓ％、
Ｃｒ≦６．６０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．８４ｍａｓｓ％、
０．４０≦Ｓｉ≦０．９０ｍａｓｓ％、
０．６０≦Ｍｏ≦２．００ｍａｓｓ％、
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。
【0013】
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】
【0014】
本発明に係る鋼材の大きな特徴は、２つある。１つ目の特徴は、Ｃ量とＶ量が相対的に少ないことである。これにより、粗大な異物に起因する衝撃値の低下を抑制することができる。一方、Ｃ量とＶ量が少なくなると、焼入れ時のオーステナイト結晶粒が粗大化しやすい。しかしながら、Ｃ量及びＶ量を少なくすると同時に、適量のＡｌ及びＮを添加し、かつ、焼入れ条件を調整すると、焼入れ時のオーステナイト結晶粒の粗大化に起因する衝撃値の低下を抑制することができる。
【0015】
大きな特徴の２つ目は、Ｃｒ量及びＭｎ量を個別に規定すると同時に、「Ｍｎ＋Ｃｒ」及び「Ｍｎ／Ｃｒ」というパラメータを導入し、Ｍｎ量とＣｒ量の最適範囲を見出したことである。Ｍｎ量及びＣｒ量を最適化すると、ＳＡ性が向上し、焼入れ性の低下に起因する衝撃値の低下が抑制され、かつ、軟化抵抗性が向上する。
特に、「ＳＡ性」と「焼入れ性」、及び、「焼入れ性」と「軟化抵抗性」は、それぞれ、元素の影響が相反する特性である。しかしながら、Ｃｒ量及びＭｎ量を最適化すると、これらを両立させることが可能となる。
特に、「ＳＡ性」と「焼入れ性」、及び、「焼入れ性」と「軟化抵抗性」は、それぞれ、元素の影響が相反する特性である。しかしながら、Ｃｒ量及びＭｎ量を最適化すると、これらを両立させることが可能となる。
【0016】
さらに、「被削性」と「耐ヒートチェック性」は、一般に、元素の影響が相反する特性である。これに対し、本発明においては、上述した２つの特徴に加えて、Ｓｉ量が最適化されているので、被削性と耐ヒートチェック性とを両立させることができる。
【図面の簡単な説明】
【0017】
【図1】Ｃ量と衝撃値との関係を示す図である。
【図2】Ｖ量と衝撃値との関係を示す図である。
【図3】Ｃ量とＶ量の範囲を示す図である。
【図4】ＣＣＴ線図の模式図である。
【図5】鋼種による臨界冷速Ｘの違いの模式図である。
【図6】臨界冷速に及ぼすＭｎ＋Ｃｒ量の影響を示す図である。
【図7】焼入れ速度が小さい場合において、衝撃値に及ぼすＭｎ＋Ｃｒ量の影響を示す図である。
【0018】
【図8】ＳＡ後の試験片の硬さに及ぼすＭｎ／Ｃｒの影響を示す図である。
【図9】Ｍｎ量とＣｒ量の範囲を示す図である。
【図10】被削性に及ぼすＳｉ量の影響を示す図である。
【図11】耐ヒートチェック性に及ぼすＳｉ量の影響を示す図である。
【図12】破壊靱性に及ぼすＭｏの影響を示す図である。
【図13】試験片の切り出し位置を説明するための模式図である。
【発明を実施するための形態】
【0019】
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。
【0020】
（１）０．２５≦Ｃ≦０．３７ｍａｓｓ％：
直径０．５μｍ未満の微細な粒子（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未満の微細な粒子（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。
【0021】
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。
従って、Ｃ量は、０．２５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．２６ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．２７ｍａｓｓ％以上である。
従って、Ｃ量は、０．２５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．２６ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．２７ｍａｓｓ％以上である。
【0022】
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。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３μｍ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。
【0023】
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。
従って、Ｃ量は、０．３７ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．３６ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．３５ｍａｓｓ％以下である。
従って、Ｃ量は、０．３７ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、好ましくは、０．３６ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．３５ｍａｓｓ％以下である。
【0024】
（２）０．０８≦Ｖ≦０．２８ｍａｓｓ％：
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。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。
従って、Ｖ量は、０．０８ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、０．０９ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％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。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。
従って、Ｖ量は、０．０８ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、０．０９ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％以上である。
【0025】
一方、Ｖ量が過剰になると、粗大な異物が増加する。また、熱間加工後の冷却速度が小さくなった場合において、衝撃値が低下する現象が明瞭になることがある。
従って、Ｖ量は、０．２８ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、０．２７ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．２６ｍａｓｓ％以下である。
従って、Ｖ量は、０．２８ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｖ量は、好ましくは、０．２７ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．２６ｍａｓｓ％以下である。
【0026】
（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。
【0027】
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。
【0028】
（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。
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。
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。
【0029】
（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。
【0030】
（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。
【0031】
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。
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。
【0032】
（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。
【0033】
合金元素が鋼の焼入れ性を高める効果の指標として、「焼入れ性特性値」がある。焼入れ性特性値は、その値が大きいほど、焼入れ性を高める効果が高いことを意味する。焼入れ性特性値は、合金元素の種類と、その添加量ごとに決まっている。成分の異なる鋼の焼入れ性は、合金元素の種類と量に応じた焼入れ性特性値の加算値で評価する。
【0034】
ここで、Ｍｎを０．１０ｍａｓｓ％添加した時の焼入れ性特性値は０．１２５である。一方、Ｎｉを０．４２ｍａｓｓ％添加した時の焼入れ性特性値は０．０６２であり、Ｃｕを０．４２ｍａｓｓ％添加した時の焼入れ性特性値も０．０６２である。つまり、ＣｕとＮｉをそれぞれ０．４２ｍａｓｓ％添加（合計０．８４ｍａｓｓ％添加）した時の焼入れ性特性値（加算値）は、０．１２４である。この値は、Ｍｎを０．１０ｍａｓｓ％添加した時の焼入れ性特性値（＝０．１２５）とほぼ同等である。これは、Ｃｕ＋Ｎｉ量が０．８４ｍａｓｓ％以下である場合には、焼入れ性改善に対して影響が小さいことを意味する。Ｃｕ＋Ｎｉ量が０．８４ｍａｓｓ％程度では、高温強度の向上に対する影響も小さい。
【0035】
一方、Ｃｕ＋Ｎｉ量が０．８４ｍａｓｓ％程度になると、様々な不具合が顕在化する。具体的には、熱間加工時に割れやすくなる、ＳＡ性が劣化する、コストが増加する、などである。そのため、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。
【0036】
（８）０．４０≦Ｓｉ≦０．９０ｍａｓｓ％：
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、０．４０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．４５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％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、０．４０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．４５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以上である。
【0037】
一方、Ｃ量、Ｖ量、及び、Ｎ量が多い場合において、Ｓｉ量が過剰である時には、粗大な晶出物が多くなる場合がある。また、熱間加工後の冷却速度が小さかった場合、衝撃値が低下する現象が明瞭となる場合がある。さらに、熱伝導率の低下によって金型として使用した時の熱応力が高くなり、耐ヒートチェック性が悪化する場合がある。従って、Ｓｉ量は、０．９０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．８５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．８０ｍａｓｓ％以下である。
【0038】
（９）０．６０≦Ｍｏ≦２．００ｍａｓｓ％：
Ｍｏ量が少なくなりすぎると、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。従って、Ｍｏ量は、０．６０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、０．７０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．８０ｍａｓｓ％以上である。
Ｍｏ量が少なくなりすぎると、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。従って、Ｍｏ量は、０．６０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、０．７０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．８０ｍａｓｓ％以上である。
【0039】
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、２．００ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは、１．９５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．９０ｍａｓｓ％以下である。
【0040】
（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。
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。
【0041】
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。
【0042】
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。
【0043】
（１１）０．００３≦Ｎ≦０．０４０ｍａｓｓ％：
本発明においては、焼入れ加熱時のオーステナイト相中にＡｌＮ粒子を分散させるため、Ａｌ量と併せてＮ量も規定する。Ｎ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。
本発明においては、焼入れ加熱時のオーステナイト相中にＡｌＮ粒子を分散させるため、Ａｌ量と併せてＮ量も規定する。Ｎ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。
【0044】
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。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。
【0045】
（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％。
【0046】
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、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、化学的な分析手法によって導き出された「鋼材の平均的な元素量」を表す。
【0047】
［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。
【0048】
［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。
【0049】
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。
【0050】
（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。
【0051】
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。
【0052】
［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。
【0053】
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。
【0054】
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。
【0055】
［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％：
【0056】
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。
【0057】
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。
【0058】
［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％：
【0059】
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。
【0060】
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、均質加熱処理時、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、均質加熱処理時、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。
【0061】
［１．２． 鋼材の特性］
［１．２．１． 質量及びサイズ］
上述したように、ＨＴ工程に供される鋼材、及び、ＨＴ工程で製造される金型に求められる特性は、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特性である。これらの５特性の中でも、大きな鋼材で問題となるのは、大きな鋼材から製造された大きな金型の内部の衝撃値が低いことである。
［１．２．１． 質量及びサイズ］
上述したように、ＨＴ工程に供される鋼材、及び、ＨＴ工程で製造される金型に求められる特性は、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特性である。これらの５特性の中でも、大きな鋼材で問題となるのは、大きな鋼材から製造された大きな金型の内部の衝撃値が低いことである。
【0062】
大きな金型において衝撃値が低下する原因の１つ目は、大きな鋼材の内部には大きな異物が晶出しやすいことである。これは、大きな鋼材の内部において、インゴット製造時の凝固速度が小さいことによる。
大きな金型において衝撃値が低下する原因の２つ目は、熱間加工後の冷却速度が小さいために、炭化物が析出しやすいことである。
大きな金型において衝撃値が低下する原因の３つ目は、大きな鋼材の内部において、焼入れ速度が小さくなることである。
大きな金型において衝撃値が低下する原因の２つ目は、熱間加工後の冷却速度が小さいために、炭化物が析出しやすいことである。
大きな金型において衝撃値が低下する原因の３つ目は、大きな鋼材の内部において、焼入れ速度が小さくなることである。
【0063】
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。
【0064】
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。
【0065】
また、鋼材の組成及び製造条件を最低化すると、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。
【0066】
［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。
【0067】
図１３に、試験片の切り出し位置を説明するための模式図を示す。例えば、鋼材がａ[ｍｍ]×ｂ[ｍｍ]×ｃ[ｍｍ]（ａ≦ｂ≦ｃ、ａ≧３００ｍｍ）のブロック材１０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１２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１２のａｂ面のほぼ中央から、ｅ[ｍｍ]×ｆ[ｍｍ]×ｄ[ｍｍ]の第２素材１４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１４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１２のａｂ面のほぼ中央から、ｅ[ｍｍ]×ｆ[ｍｍ]×ｄ[ｍｍ]の第２素材１４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１４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。
【0068】
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。
【0069】
［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。
【0070】
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、図１３に示す第２素材１４から角棒を切り出す。
【0071】
角棒を調質するための「熱処理」とは、
（ａ）角棒を９５０℃で１Ｈ保持した後、９５０℃から７５０℃までを８℃／ｍｉｎで冷却し、７５０℃から５００℃までを５℃／ｍｉｎで冷却し、５００℃から２００℃までを０．５℃／ｍｉｎで冷却し、２００℃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９５０℃で１Ｈ保持した後、９５０℃から７５０℃までを８℃／ｍｉｎで冷却し、７５０℃から５００℃までを５℃／ｍｉｎで冷却し、５００℃から２００℃までを０．５℃／ｍｉｎで冷却し、２００℃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。
【0072】
「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。
【0073】
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。
【0074】
［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。
【0075】
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。
【0076】
［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。
【0077】
［２．１． 質量及びサイズ］
本発明に係る鋼材は、質量及びサイズが相対的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、軟化抵抗性に優れているという特徴がある。そのため、このような鋼材を用いると、質量及びサイズが相対的に大きい場合であっても、衝撃値、耐ヒートチェック性、及び、軟化抵抗性に優れた金型が得られる。
本発明に係る鋼材は、質量及びサイズが相対的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、軟化抵抗性に優れているという特徴がある。そのため、このような鋼材を用いると、質量及びサイズが相対的に大きい場合であっても、衝撃値、耐ヒートチェック性、及び、軟化抵抗性に優れた金型が得られる。
【0078】
金型の組成及び製造条件を最適化すると、衝撃値、耐ヒートチェック性、及び、軟化抵抗性が実用レベルに到達していることに加えて、質量が２０００ｋｇ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、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。
【0079】
また、金型の組成及び製造条件を最低化すると、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。
【0080】
［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。
【0081】
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、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。
【0082】
［２．３． 衝撃値］
本発明において、「金型の衝撃値」とは、
（ａ）金型の最も厚い部分の中央からＪＩＳ Ｚ２２４２に準ずる衝撃試験片を切り出し、
（ｂ）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。
「衝撃値」、「平均衝撃値」、及び、「低衝撃値率」の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
本発明において、「金型の衝撃値」とは、
（ａ）金型の最も厚い部分の中央からＪＩＳ Ｚ２２４２に準ずる衝撃試験片を切り出し、
（ｂ）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。
「衝撃値」、「平均衝撃値」、及び、「低衝撃値率」の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
【0083】
本発明に係る金型において、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金型が得られる。
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％以下である金型が得られる。
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％以下である金型が得られる。
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。
【0084】
［２．４． 旧オーステナイト結晶粒径］
金型の「旧オーステナイト結晶粒径」とは、
（ａ）金型の最も厚い部分の中央から試験片を作製し、
（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。
金型の「旧オーステナイト結晶粒径」とは、
（ａ）金型の最も厚い部分の中央から試験片を作製し、
（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。
【0085】
本発明に係る金型は、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。金型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。金型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。
【0086】
［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）均質加熱処理後の鋳塊を熱間加工する第３工程と、
（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を行う第６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）均質加熱処理後の鋳塊を熱間加工する第３工程と、
（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を行う第６工程と
を備えている。
【0087】
［３．１． 第１工程］
まず、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）。溶解条件、精錬条件、及び、鋳造条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。
まず、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）。溶解条件、精錬条件、及び、鋳造条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。
【0088】
［３．２． 第２工程］
次に、鋳塊を均質化熱処理する（第２工程）。均質化熱処理は、凝固時に生じた成分偏析を薄め、凝固時に晶出した異物をできるだけ固溶させることで、成分を均質化するために行われる。均質化熱処理の条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。
次に、鋳塊を均質化熱処理する（第２工程）。均質化熱処理は、凝固時に生じた成分偏析を薄め、凝固時に晶出した異物をできるだけ固溶させることで、成分を均質化するために行われる。均質化熱処理の条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。
【0089】
［３．３． 第３工程］
次に、均質加熱処理後の鋳塊を熱間加工する（第３工程）。熱間加工は、鋳塊を所望の形状を有する粗形材にするために行われる。熱間加工の条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。
次に、均質加熱処理後の鋳塊を熱間加工する（第３工程）。熱間加工は、鋳塊を所望の形状を有する粗形材にするために行われる。熱間加工の条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。
【0090】
［３．４． 第４工程］
次に、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）。焼きならしは、粗形材の組織を均一化、微細化する必要がある場合に行われる。焼ならし条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。なお、焼きならし工程は、省略することができる。
次に、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）。焼きならしは、粗形材の組織を均一化、微細化する必要がある場合に行われる。焼ならし条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。なお、焼きならし工程は、省略することができる。
【0091】
［３．４． 第５工程］
次に、必要に応じて、粗形材の焼戻しを行う（第５工程）。焼戻しは、焼きならし後の冷却過程で生じたマルテンサイトあるいはベイナイトを焼戻す必要がある場合や、球状化焼鈍に備えて炭化物を析出させる必要がある場合に行われる。焼戻し条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。なお、焼戻し工程は、省略することができる。
次に、必要に応じて、粗形材の焼戻しを行う（第５工程）。焼戻しは、焼きならし後の冷却過程で生じたマルテンサイトあるいはベイナイトを焼戻す必要がある場合や、球状化焼鈍に備えて炭化物を析出させる必要がある場合に行われる。焼戻し条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。なお、焼戻し工程は、省略することができる。
【0092】
［３．５． 第６工程］
次に、粗形材の球状化焼鈍を行う（第６工程）。これにより、本発明に係る鋼材が得られる。
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。
次に、粗形材の球状化焼鈍を行う（第６工程）。これにより、本発明に係る鋼材が得られる。
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。
【0093】
「徐冷法」とは、
（ａ）ＳＡ処理温度から５～６０℃／Ｈで制御冷却し、母相をフェライトに変態させてゆくと共に炭化物を成長させ、
（ｂ）オーステナイトがなくなったところで制御冷却を終了し、鋼材を炉から取り出す
方法をいう。
この場合、制御冷却の冷却速度は、鋼材の成分や粒径に応じて最適な条件を選択するのが好ましい。また、オーステナイトがなくなる温度は、鋼材の成分や制御冷却時の冷却速度にもよるが、５５０～８００℃程度である。
（ａ）ＳＡ処理温度から５～６０℃／Ｈで制御冷却し、母相をフェライトに変態させてゆくと共に炭化物を成長させ、
（ｂ）オーステナイトがなくなったところで制御冷却を終了し、鋼材を炉から取り出す
方法をいう。
この場合、制御冷却の冷却速度は、鋼材の成分や粒径に応じて最適な条件を選択するのが好ましい。また、オーステナイトがなくなる温度は、鋼材の成分や制御冷却時の冷却速度にもよるが、５５０～８００℃程度である。
【0094】
「恒温保持法」とは、
（ａ）ＳＡ処理温度から任意の冷却速度で冷却し、６２０～７８０℃の温度域で恒温保持することによって、母相をフェライトに変態させてゆくと共に炭化物を成長させ、
（ｂ）オーステナイトがなくなったところで恒温保持を終了し、鋼材を炉から取り出す
方法をいう。
この場合、オーステナイトがなくなる保持時間は、鋼材の成分や粒径にもよるが、１～２４Ｈ程度である。
（ａ）ＳＡ処理温度から任意の冷却速度で冷却し、６２０～７８０℃の温度域で恒温保持することによって、母相をフェライトに変態させてゆくと共に炭化物を成長させ、
（ｂ）オーステナイトがなくなったところで恒温保持を終了し、鋼材を炉から取り出す
方法をいう。
この場合、オーステナイトがなくなる保持時間は、鋼材の成分や粒径にもよるが、１～２４Ｈ程度である。
【0095】
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。
【0096】
［４． 金型の製造方法］
本発明に係る金型は、
（ａ）球状化焼鈍された鋼材を荒加工する第１工程と、
（ｂ）荒加工された金型に対して、焼入れ及び焼戻しを行う第２工程と、
（ｃ）焼入れ及び焼戻しが行われた金型に対して、仕上げの機械加工を行う第３工程と、
（ｄ）必要に応じて、仕上げ加工された金型に対し、表面改質を行う第４工程と
を備えている。
各工程の方法及び条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適なものを選択することができる。
本発明に係る金型は、
（ａ）球状化焼鈍された鋼材を荒加工する第１工程と、
（ｂ）荒加工された金型に対して、焼入れ及び焼戻しを行う第２工程と、
（ｃ）焼入れ及び焼戻しが行われた金型に対して、仕上げの機械加工を行う第３工程と、
（ｄ）必要に応じて、仕上げ加工された金型に対し、表面改質を行う第４工程と
を備えている。
各工程の方法及び条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適なものを選択することができる。
【0097】
［５． 作用］
ＨＴ工程に供される鋼材、及び、ＨＴ工程で製造される金型に求められる特性は、
（１）球状化焼鈍（ＳＡ）性、
（２）被削性、
（３）焼入れ速度が小さい場合の衝撃値、
（４）耐ヒートチェック性、及び、
（５）軟化抵抗性
である。以下、主にダイカストを例にして、この５特性が必要な理由を説明する。
ＨＴ工程に供される鋼材、及び、ＨＴ工程で製造される金型に求められる特性は、
（１）球状化焼鈍（ＳＡ）性、
（２）被削性、
（３）焼入れ速度が小さい場合の衝撃値、
（４）耐ヒートチェック性、及び、
（５）軟化抵抗性
である。以下、主にダイカストを例にして、この５特性が必要な理由を説明する。
【0098】
［５．１． ＳＡ性］
ＳＡは、オーステナイトが完全になくなるまで行い、その後に鋼材を炉から取り出すのが好ましい。鋼材を炉から出した時点で鋼材に未変態のオーステナイトが残留していると、そのオーステナイトが炉出し後の冷却でベイナイトやマルテンサイトに変態する。
ＳＡは、オーステナイトが完全になくなるまで行い、その後に鋼材を炉から取り出すのが好ましい。鋼材を炉から出した時点で鋼材に未変態のオーステナイトが残留していると、そのオーステナイトが炉出し後の冷却でベイナイトやマルテンサイトに変態する。
【0099】
このような鋼材では、
（ａ）ベイナイトやマルテンサイトからなる硬い（４００Ｈｖ以上）部分と、
（ｂ）フェライトの母相中に炭化物が分散した部分、すなわち、ＳＡ組織となった軟質な（９８ＨＲＢ以下≒２４０Ｈｖ以下）部分と
が混在している。
硬い部分と軟質な部分が混在する状態は、「ＳＡ不良」と呼ばれ、焼入れ性の高い鋼材やＳＡ加熱時のオーステナイト結晶粒が粗大な場合に発生しやすい。
（ａ）ベイナイトやマルテンサイトからなる硬い（４００Ｈｖ以上）部分と、
（ｂ）フェライトの母相中に炭化物が分散した部分、すなわち、ＳＡ組織となった軟質な（９８ＨＲＢ以下≒２４０Ｈｖ以下）部分と
が混在している。
硬い部分と軟質な部分が混在する状態は、「ＳＡ不良」と呼ばれ、焼入れ性の高い鋼材やＳＡ加熱時のオーステナイト結晶粒が粗大な場合に発生しやすい。
【0100】
ＳＡ不良の鋼材からＨＴ工程で金型を製造すると、以下の３つの不具合が発生する。
（Ａ）荒加工の際、硬い部分が機械加工（切削）の工具を激しく損耗させ、工具寿命が短くなる。
（Ｂ）硬い部分が荒加工された金型の表面に模様となって現れ、平滑な面が得られない。
（Ｃ）焼入れ加熱時において、硬い部分付近に粗大なオーステナイト結晶粒が発生し、これによって金型の衝撃値が低下し、金型寿命が短くなる。
（Ａ）荒加工の際、硬い部分が機械加工（切削）の工具を激しく損耗させ、工具寿命が短くなる。
（Ｂ）硬い部分が荒加工された金型の表面に模様となって現れ、平滑な面が得られない。
（Ｃ）焼入れ加熱時において、硬い部分付近に粗大なオーステナイト結晶粒が発生し、これによって金型の衝撃値が低下し、金型寿命が短くなる。
【0101】
従って、金型用の鋼材には、ＳＡ処理で、硬さが４００Ｈｖ以上である「硬い部分」が存在せず、２４０Ｈｖ以下に軟化させることが可能である鋼材、すなわち、「ＳＡ性の良い鋼材」が求められる。
しかしながら、ＳＡ性の良い鋼材は、一般に、焼入れ性が悪い。また、ＳＡ性の良い鋼材は、一般に、高Ｃ－低Ｍｎである場合が多い。このような鋼材は、焼入れ時の冷却中に炭化物が析出しやすく、フェライト変態も進行しやすいため、ベイナイトやマルテンサイト組織を得にくい（焼入れ性が低い）。すなわち、一般に、「ＳＡ性の良さ」と「焼入れ性の高さ」は、相反する。
これに対し、本発明に係る鋼材は、Ｃｒ量及びＭｎ量を最適化している。そのため、本発明に係る鋼材は、焼入れ性を著しく損なうことなく、良好なＳＡ性を示す。
しかしながら、ＳＡ性の良い鋼材は、一般に、焼入れ性が悪い。また、ＳＡ性の良い鋼材は、一般に、高Ｃ－低Ｍｎである場合が多い。このような鋼材は、焼入れ時の冷却中に炭化物が析出しやすく、フェライト変態も進行しやすいため、ベイナイトやマルテンサイト組織を得にくい（焼入れ性が低い）。すなわち、一般に、「ＳＡ性の良さ」と「焼入れ性の高さ」は、相反する。
これに対し、本発明に係る鋼材は、Ｃｒ量及びＭｎ量を最適化している。そのため、本発明に係る鋼材は、焼入れ性を著しく損なうことなく、良好なＳＡ性を示す。
【0102】
［５．２． 被削性］
機械加工に供される鋼材には、高速で加工しても加工工具をあまり摩耗させないことが求められる。工具の摩耗が激しいと、工具の交換頻度が高くなり、加工コストが増加する。一方、工具の摩耗を避けるために加工速度を下げると、加工効率が低下する。以上の理由から、金型用の鋼材には、低コストで効率的に加工できること、すなわち、「被削性の良さ」が求められる。
機械加工に供される鋼材には、高速で加工しても加工工具をあまり摩耗させないことが求められる。工具の摩耗が激しいと、工具の交換頻度が高くなり、加工コストが増加する。一方、工具の摩耗を避けるために加工速度を下げると、加工効率が低下する。以上の理由から、金型用の鋼材には、低コストで効率的に加工できること、すなわち、「被削性の良さ」が求められる。
【0103】
一方で、被削性の良い鋼材は、一般に、Ｓｉ、Ｐ、及び／又は、Ｓを多く含有する。このような鋼材から作製された金型は、一般に、耐ヒートチェック性が悪い。「耐ヒートチェック性が悪い」とは、ヒートチェックが発生しやすく、かつ、進展しやすいことをいう。以下に、その理由を説明する。
【0104】
高Ｓｉの鋼材は、熱伝導率が低い。熱伝導率の低い鋼材から製造した金型をダイカストに用いると、金型表面の温度振幅が大きくなるために、発生する熱応力が高くなる。
高Ｐの鋼材から製造した金型は、靱性が低い。そのため、このような金型をダイカストに用いると、亀裂の発生や進展が容易になる。
さらに、高Ｓの鋼材は、相対的に多量の硫化物を含む。このような鋼材から製造した金型では、硫化物が亀裂の起点や進展経路となるため、亀裂の発生や進展が容易である。
高Ｐの鋼材から製造した金型は、靱性が低い。そのため、このような金型をダイカストに用いると、亀裂の発生や進展が容易になる。
さらに、高Ｓの鋼材は、相対的に多量の硫化物を含む。このような鋼材から製造した金型では、硫化物が亀裂の起点や進展経路となるため、亀裂の発生や進展が容易である。
【0105】
すなわち、Ｓｉ、Ｐ、及び／又は、Ｓを相対的に多量に含有する鋼材は、被削性が良好である。しかし、このような鋼材を金型として使用すると、マトリックスに高い熱応力が作用する。そのため、熱疲労亀裂であるヒートチェックが発生し、進展しやすい。すなわち、「被削性の良さ」と「耐ヒートチェック性の良さ」は、相反する。
これに対し、本発明に係る鋼材は、実質的にＰ及びＳを含まず、かつ、Ｓｉ量を最適化している。そのため、本発明に係る鋼材は、耐ヒートチェック性を著しく損なうことなく、良好な被削性を示す。
これに対し、本発明に係る鋼材は、実質的にＰ及びＳを含まず、かつ、Ｓｉ量を最適化している。そのため、本発明に係る鋼材は、耐ヒートチェック性を著しく損なうことなく、良好な被削性を示す。
【0106】
［５．３． 焼入れ速度が小さい場合の衝撃値］
金型は、焼入れ焼戻しにより、所定の硬さに調質された状態で用いられる。金型には、硬さだけでなく、高い衝撃値も必要である。この理由は、衝撃値の高い金型は大割れしにくいためである。
金型は、焼入れ焼戻しにより、所定の硬さに調質された状態で用いられる。金型には、硬さだけでなく、高い衝撃値も必要である。この理由は、衝撃値の高い金型は大割れしにくいためである。
【0107】
高い衝撃値を得るためには、以下の３項目を満たす必要がある。すなわち、
（ａ）粗大な異物が少ないこと、
（ｂ）焼入れ時のオーステナイト結晶粒が微細であること、
（ｃ）焼入れ性が高いこと
である。
（ａ）粗大な異物が少ないこと、
（ｂ）焼入れ時のオーステナイト結晶粒が微細であること、
（ｃ）焼入れ性が高いこと
である。
【0108】
［５．３．１． 粗大な異物が少ないこと］
「異物」とは、マトリックスとは組成の異なる物質であり、炭化物、窒化物、炭窒化物、硫化物、酸化物などを指す。
本発明において、「粗大な異物」とは、大きさ（＝円相当径）が３μｍ以上である異物をいう。
「異物」とは、マトリックスとは組成の異なる物質であり、炭化物、窒化物、炭窒化物、硫化物、酸化物などを指す。
本発明において、「粗大な異物」とは、大きさ（＝円相当径）が３μｍ以上である異物をいう。
【0109】
金型に応力が作用した際、粗大な異物は、亀裂の起点になりやすく、発生した亀裂の伝搬経路となりやすい。従って、高い衝撃値を得るためには、粗大な異物は少ないほど良い。
異物には、１種類の金属元素を含むものと、２種以上の金属元素を含むものとがある。従来のダイカスト金型用鋼はＣ量とＶ量が多いため、粗大な異物は、通常、Ｖを含む炭化物や炭窒化物からなる。Ｖ系の炭化物や炭窒化物のサイズや量は、鋼材の化学成分だけでなく、鋳造時の凝固速度、均質化熱処理の温度や時間などにも影響される。
異物には、１種類の金属元素を含むものと、２種以上の金属元素を含むものとがある。従来のダイカスト金型用鋼はＣ量とＶ量が多いため、粗大な異物は、通常、Ｖを含む炭化物や炭窒化物からなる。Ｖ系の炭化物や炭窒化物のサイズや量は、鋼材の化学成分だけでなく、鋳造時の凝固速度、均質化熱処理の温度や時間などにも影響される。
【0110】
［５．３．２． 焼入れ時のオーステナイト結晶粒が微細であること］
オーステナイトからマルテンサイトやベイナイトが生成する際に、オーステナイト結晶粒は数個のパケットに分割される。また、各パケットは、それぞれ、複数の帯状のブロックに分割される。この場合において、マルテンサイトやベイナイトのブロックが短いほど、亀裂は伝搬しにくくなる。ブロックは、オーステナイト結晶粒界を超えられない。
従って、焼入れ時のオーステナイト結晶粒が微細であれば、変態組織のブロックも微細になり、衝撃値が高くなる。焼入れ時のオーステナイト結晶粒径は、鋼材の化学成分だけでなく、焼入れ加熱温度や保持時間などにも影響される。
オーステナイトからマルテンサイトやベイナイトが生成する際に、オーステナイト結晶粒は数個のパケットに分割される。また、各パケットは、それぞれ、複数の帯状のブロックに分割される。この場合において、マルテンサイトやベイナイトのブロックが短いほど、亀裂は伝搬しにくくなる。ブロックは、オーステナイト結晶粒界を超えられない。
従って、焼入れ時のオーステナイト結晶粒が微細であれば、変態組織のブロックも微細になり、衝撃値が高くなる。焼入れ時のオーステナイト結晶粒径は、鋼材の化学成分だけでなく、焼入れ加熱温度や保持時間などにも影響される。
【0111】
［５．３．３． 焼入れ性が高いこと］
金型が大きくなると、焼入れ時の冷却速度が小さくなる。この傾向は、特に金型の内部で顕著である。このため、近年の金型の大型化に伴って、金型内部の冷却速度が小さくなり、衝撃値の低下が問題になってきた。
金型が大きくなると、焼入れ時の冷却速度が小さくなる。この傾向は、特に金型の内部で顕著である。このため、近年の金型の大型化に伴って、金型内部の冷却速度が小さくなり、衝撃値の低下が問題になってきた。
【0112】
［５．３．４． 高衝撃値］
以上の経緯から、焼入れ速度が小さい場合においても高い衝撃値が得られる鋼材、すなわち、「焼入れ性の良い鋼材」が強く求められている。「焼入れ性が良い」とは、換言すれば、焼入れ速度が小さい場合であっても粗大なベイナイトを生成しないことをいう。
以上の経緯から、焼入れ速度が小さい場合においても高い衝撃値が得られる鋼材、すなわち、「焼入れ性の良い鋼材」が強く求められている。「焼入れ性が良い」とは、換言すれば、焼入れ速度が小さい場合であっても粗大なベイナイトを生成しないことをいう。
【0113】
一方、焼入れ性の良い鋼材は、ＳＡ性が悪い。一般に、焼入れ性の良い鋼材は、低Ｃ－高Ｎｉ－高Ｍｎである。このような鋼材は、ＳＡの徐冷中に炭化物が析出しにくく、フェライト変態も進行しにくいため、ＳＡ組織（フェライトの母相中に炭化物が分散した組織）を得にくいからでる。
これに対し、本発明に係る鋼材は、Ｃｒ量及びＭｎ量を最適化している。そのため、本発明に係る鋼材は、ＳＡ性を著しく損なうことなく、良好な焼入れ性を示す。
これに対し、本発明に係る鋼材は、Ｃｒ量及びＭｎ量を最適化している。そのため、本発明に係る鋼材は、ＳＡ性を著しく損なうことなく、良好な焼入れ性を示す。
【0114】
［５．４． 耐ヒートチェック性］
ダイカスト金型の表面は、溶湯との接触による温度上昇と、離型剤の塗布による冷却とのサイクルに晒される。このような温度振幅によって熱応力が発生し、さらに型締めや射出による機械応力も加わり、金型表面には疲労による亀裂（ヒートチェック）が発生する。亀裂に溶湯が入り込んで凝固すると、その凝固部分が鋳造表面に転写され、美観を損なう原因となる。
ダイカスト金型の表面は、溶湯との接触による温度上昇と、離型剤の塗布による冷却とのサイクルに晒される。このような温度振幅によって熱応力が発生し、さらに型締めや射出による機械応力も加わり、金型表面には疲労による亀裂（ヒートチェック）が発生する。亀裂に溶湯が入り込んで凝固すると、その凝固部分が鋳造表面に転写され、美観を損なう原因となる。
【0115】
よって、金型には、ヒートチェックが発生しにくいこと、すなわち、「耐ヒートチェック性が良いこと」が求められる。
上述したように、「被削性の良さ」と「耐ヒートチェック性の良さ」は、相反する。一般に、耐ヒートチェック性の良い鋼材は、Ｓｉ量、Ｐ量、及び、Ｓ量が少ない。しかしながら、このような鋼材は、切削工具に凝着しやすく、切削面に潤滑作用をもたらすＳ化合物が少なく、高靱性で粘りがあるため、被削性に劣る。
これに対し、本発明に係る鋼材は、実質的にＰ及びＳを含まず、かつ、Ｓｉ量を最適化している。そのため、本発明に係る鋼材は、被削性を著しく損なうことなく、良好な耐ヒートチェック性を示す。
上述したように、「被削性の良さ」と「耐ヒートチェック性の良さ」は、相反する。一般に、耐ヒートチェック性の良い鋼材は、Ｓｉ量、Ｐ量、及び、Ｓ量が少ない。しかしながら、このような鋼材は、切削工具に凝着しやすく、切削面に潤滑作用をもたらすＳ化合物が少なく、高靱性で粘りがあるため、被削性に劣る。
これに対し、本発明に係る鋼材は、実質的にＰ及びＳを含まず、かつ、Ｓｉ量を最適化している。そのため、本発明に係る鋼材は、被削性を著しく損なうことなく、良好な耐ヒートチェック性を示す。
【0116】
［５．５． 軟化抵抗性］
ダイカスト金型の表面は、溶湯との接触によって温度が上昇する。鋳造ショット数が増えると、高温に晒される累積時間も長くなるために、金型表面の硬さが低下することもある。このような軟化は、高温強度の低下を招き、その結果として耐ヒートチェック性が悪化する。
ダイカスト金型の表面は、溶湯との接触によって温度が上昇する。鋳造ショット数が増えると、高温に晒される累積時間も長くなるために、金型表面の硬さが低下することもある。このような軟化は、高温強度の低下を招き、その結果として耐ヒートチェック性が悪化する。
【0117】
以上の理由から、ダイカスト金型には軟化しにくいこと、すなわち、「軟化抵抗性の高さ」が求められる。但し、低Ｃｒ化で軟化抵抗性を高めた鋼材は、高温強度が低い点に注意を要する。低Ｃｒ鋼は、高温での固溶強化に乏しいためである。高温強度の低下は、耐ヒートチェック性を劣化させる。すなわち、「軟化抵抗性の良さ」と「耐ヒートチェック性の良さ」は、相反する。
これに対し、本発明に係る鋼材は、Ｃｒ量及びＭｎ量を最適化している。そのため、本発明に係る鋼材は、焼入れ性や耐ヒートチェック性を著しく損なうことなく、良好な軟化抵抗性を示す。
これに対し、本発明に係る鋼材は、Ｃｒ量及びＭｎ量を最適化している。そのため、本発明に係る鋼材は、焼入れ性や耐ヒートチェック性を著しく損なうことなく、良好な軟化抵抗性を示す。
【実施例0118】
［１． 好適な元素量の検証試験］
［１．１． 概要］
本発明において達成すべき項目を改めて以下に示す。
（１）ＳＡ性
（２）被削性
（３）焼入れ速度が小さい場合の衝撃値
（ａ）粗大な異物が少ないこと
（ｂ）焼入れ時のオーステナイト結晶粒が微細であること
（ｃ）焼入れ性が高いこと
（４）耐ヒートチェック性
（５）軟化抵抗性
［１．１． 概要］
本発明において達成すべき項目を改めて以下に示す。
（１）ＳＡ性
（２）被削性
（３）焼入れ速度が小さい場合の衝撃値
（ａ）粗大な異物が少ないこと
（ｂ）焼入れ時のオーステナイト結晶粒が微細であること
（ｃ）焼入れ性が高いこと
（４）耐ヒートチェック性
（５）軟化抵抗性
【0119】
以下の検証試験では、(３)(ａ)以外を対象とした。理由は３つある。
１つ目の理由は、(３)(ａ)は、凝固速度の小さい工業的なサイズ（質量が８ｔｏｎ以上）のインゴットから製造された鋼材でしか正確な検証ができないからである。
２つ目の理由は、実際に８ｔｏｎ以上のインゴットを用いて大きな鋼材を製造すると、コストと調査時間が過大になるからである。
３つ目の理由は、(３)(ａ)の影響は非常に大きいため、衝撃値への(３)(ｂ)又は(３)(ｃ)への影響を正確に検証するには、(３)(ａ)の影響を排除すべきだからである。
１つ目の理由は、(３)(ａ)は、凝固速度の小さい工業的なサイズ（質量が８ｔｏｎ以上）のインゴットから製造された鋼材でしか正確な検証ができないからである。
２つ目の理由は、実際に８ｔｏｎ以上のインゴットを用いて大きな鋼材を製造すると、コストと調査時間が過大になるからである。
３つ目の理由は、(３)(ａ)の影響は非常に大きいため、衝撃値への(３)(ｂ)又は(３)(ｃ)への影響を正確に検証するには、(３)(ａ)の影響を排除すべきだからである。
【0120】
そこで、凝固速度の大きいインゴット（質量１５０ｋｇの小さなインゴット）から、断面の小さい鋼材（直径：８２ｍｍ×長さ：３０００ｍｍ程度）を製造した。次いで、その鋼材から作製した試験片に対して、工業的な製法（すなわち、大きな金型用鋼材及び大きな金型の製造方法）を模擬した熱処理を行った。こうすることで、当該鋼材が工業的なサイズのインゴットから金型を製造した時の「(３)(ａ)以外の」特性を適正に評価できると考えられる。
一方、(３)（ａ）は、実際に凝固速度の小さい工業的なサイズのインゴット（質量が８ｔｏｎ以上のインゴット）から製造した鋼材で評価した。
一方、(３)（ａ）は、実際に凝固速度の小さい工業的なサイズのインゴット（質量が８ｔｏｎ以上のインゴット）から製造した鋼材で評価した。
【0121】
［１．２． Ｃ量の上限値の検証試験］
［１．２．１． 試料の作製］
［Ａ． ＳＡ状態の丸棒の作製］
以下では、Ｃ量が０．３７ｍａｓｓ％を超えた場合における衝撃値の低下を検証した。
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．９０Ｓｉ－０．０６Ｃｕ－０．１３Ｎｉ－０．８１Ｍｎ－６．２３Ｃｒ－１．７９Ｍｏ－０．０１９Ａｌ－０．０２８Ｎ－０．２８Ｖとし、Ｃ量を系統的に変化させた。これらの鋼種を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。インゴットを製造した後、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。なお、今回の検証では、焼きならし及び焼戻しを実施したが、これらの処理を省略しても良い。上記の工程により、直径：８２ｍｍ×長さ：３０００ｍｍ程度のＳＡ状態の鋼材（丸棒）を製造した。
［１．２．１． 試料の作製］
［Ａ． ＳＡ状態の丸棒の作製］
以下では、Ｃ量が０．３７ｍａｓｓ％を超えた場合における衝撃値の低下を検証した。
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．９０Ｓｉ－０．０６Ｃｕ－０．１３Ｎｉ－０．８１Ｍｎ－６．２３Ｃｒ－１．７９Ｍｏ－０．０１９Ａｌ－０．０２８Ｎ－０．２８Ｖとし、Ｃ量を系統的に変化させた。これらの鋼種を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。インゴットを製造した後、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。なお、今回の検証では、焼きならし及び焼戻しを実施したが、これらの処理を省略しても良い。上記の工程により、直径：８２ｍｍ×長さ：３０００ｍｍ程度のＳＡ状態の鋼材（丸棒）を製造した。
【0122】
［Ｂ． 熱間加工を模擬した角棒の熱処理］
ＳＡ状態の丸棒から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの角棒１０本を作製した。
得られた角棒に対して、工業的な熱間加工時のオーステナイト結晶粒径を再現するための加熱を行った。すなわち、真空中、１２４０℃において２Ｈの保持を行った。工業的な工程では、熱処理は必ずしも真空中で行わないが、温度履歴を模擬することが検証の目的であるため、真空中で熱処理を行った。
ＳＡ状態の丸棒から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの角棒１０本を作製した。
得られた角棒に対して、工業的な熱間加工時のオーステナイト結晶粒径を再現するための加熱を行った。すなわち、真空中、１２４０℃において２Ｈの保持を行った。工業的な工程では、熱処理は必ずしも真空中で行わないが、温度履歴を模擬することが検証の目的であるため、真空中で熱処理を行った。
【0123】
次に、角棒に対し、インゴットをサイズの大きな鋼材に熱間加工した後の冷却を模擬した熱処理を行った。すなわち、上記１２４０℃での２Ｈ保持に続き、１０００℃までを１℃／ｍｉｎで冷却し、１０００℃から６００℃までを０．５℃／ｍｉｎで冷却した。
Ｃ量が多い鋼種の場合、この温度区間においてオーステナイト結晶粒界に炭化物が析出した。炭化物の形状は、棒状、Ｖ字状、Ｗ字状、又は、波状であり、長軸方向のサイズは０．５～３μｍであった。析出した炭化物は、大型の鋼材において凝固時に晶出する異物に比べてサイズが小さいものの、粒界で断続的に連なって結晶粒界を覆うように分布していた。このような粒界炭化物が存在している場合、粒界で破壊しやすくなり、衝撃値は大きく低下する。
Ｃ量が多い鋼種の場合、この温度区間においてオーステナイト結晶粒界に炭化物が析出した。炭化物の形状は、棒状、Ｖ字状、Ｗ字状、又は、波状であり、長軸方向のサイズは０．５～３μｍであった。析出した炭化物は、大型の鋼材において凝固時に晶出する異物に比べてサイズが小さいものの、粒界で断続的に連なって結晶粒界を覆うように分布していた。このような粒界炭化物が存在している場合、粒界で破壊しやすくなり、衝撃値は大きく低下する。
【0124】
６００℃以下の温度域では、真空炉に不活性ガスを導入して３～４Ｔｏｒｒ（０．４０～０．５３ｋＰａ）に加圧し、さらに不活性ガスを強制対流させ、角棒を急冷した。
６００℃以下の冷却速度は、工業的に製造されるサイズの大きな鋼材を模擬していない。しかしながら、この評価の目的が「熱間加工後の高温域で析出した粒界炭化物の影響」を調査することであるため、６００℃以下の冷却履歴が上記のような履歴であっても目的は達せられる。粒界炭化物は、熱間加工後の「焼きならし－焼戻し－ＳＡ－焼入れ焼戻し」でも消失せず、最終的に金型まで残留して衝撃値を大きく低下させる。
６００℃以下の冷却速度は、工業的に製造されるサイズの大きな鋼材を模擬していない。しかしながら、この評価の目的が「熱間加工後の高温域で析出した粒界炭化物の影響」を調査することであるため、６００℃以下の冷却履歴が上記のような履歴であっても目的は達せられる。粒界炭化物は、熱間加工後の「焼きならし－焼戻し－ＳＡ－焼入れ焼戻し」でも消失せず、最終的に金型まで残留して衝撃値を大きく低下させる。
【0125】
［Ｃ． 角棒の焼きならし、焼戻し、ＳＡ、焼入れ、及び、焼戻し］
次に、熱間加工を模擬した熱処理を施した角棒に対し、真空中において、工業的な製法に準じた焼きならし、焼戻し、及び、ＳＡを行った。
さらに、ＳＡ状態の角棒を真空焼入れした。すなわち、真空中において、角棒を９５０℃で１Ｈ保持した。次いで、真空炉へ不活性ガスを導入して３～４Ｔｏｒｒ（０．４０～０．５３ｋＰａ）に加圧し、さらに不活性ガスを強制対流させることにより角棒を急冷し、角棒を１００℃以下まで冷却した。
次に、熱間加工を模擬した熱処理を施した角棒に対し、真空中において、工業的な製法に準じた焼きならし、焼戻し、及び、ＳＡを行った。
さらに、ＳＡ状態の角棒を真空焼入れした。すなわち、真空中において、角棒を９５０℃で１Ｈ保持した。次いで、真空炉へ不活性ガスを導入して３～４Ｔｏｒｒ（０．４０～０．５３ｋＰａ）に加圧し、さらに不活性ガスを強制対流させることにより角棒を急冷し、角棒を１００℃以下まで冷却した。
【0126】
焼入れ時の９５０℃から１００℃への冷却時間は６０ｍｉｎ以内であった。すなわち、角棒の冷却は、工業的に製造されるサイズの大きな鋼材の冷却とは異なっている。しかしながら、この評価の目的が「熱間加工後の高温域で析出した粒界炭化物の影響」を調査することであるため、焼入れが急冷であっても目的は達せられる。
【0127】
続いて、焼入れ後の角棒に対し、さらに焼戻しを行った。焼戻しは、５６０℃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。保持の温度と時間、処理の回数は、鋼種（Ｃ量）によって変えた。これは、Ｃ量が異なると、軟化抵抗も異なるためである。
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。保持の温度と時間、処理の回数は、鋼種（Ｃ量）によって変えた。これは、Ｃ量が異なると、軟化抵抗も異なるためである。
【0128】
［１．２．２． 試験方法］
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。ここで言う衝撃値［Ｊ／ｃｍ2］とは、吸収エネルギー［Ｊ］を試験片ノッチ底下部の断面積０．８ｃｍ2で割った値であり、試験片１０本の平均値を指す。
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。ここで言う衝撃値［Ｊ／ｃｍ2］とは、吸収エネルギー［Ｊ］を試験片ノッチ底下部の断面積０．８ｃｍ2で割った値であり、試験片１０本の平均値を指す。
【0129】
［１．２．３． 結果］
ダイカスト金型に必要な衝撃値は、負荷の小さい金型では２０Ｊ／ｃｍ2以上、負荷の大きい金型では２５Ｊ／ｃｍ2以上である。また、衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ2以上のダイカスト金型では、破壊の危険性がかなり低下する。
この評価では焼入れは急冷であるが、実際の大きな金型で焼入れが緩冷の場合、衝撃値は５Ｊ／ｃｍ2程度は低下する。そこで、ここでは、良否判定を行うための衝撃値の閾値を２５Ｊ／ｃｍ2とした。
ダイカスト金型に必要な衝撃値は、負荷の小さい金型では２０Ｊ／ｃｍ2以上、負荷の大きい金型では２５Ｊ／ｃｍ2以上である。また、衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ2以上のダイカスト金型では、破壊の危険性がかなり低下する。
この評価では焼入れは急冷であるが、実際の大きな金型で焼入れが緩冷の場合、衝撃値は５Ｊ／ｃｍ2程度は低下する。そこで、ここでは、良否判定を行うための衝撃値の閾値を２５Ｊ／ｃｍ2とした。
【0130】
図１に、Ｃ量と衝撃値との関係を示す。試験に用いた衝撃試験片は、大きな金型と異なり、焼入れが急冷である。それにもかかわらず、Ｃ量が過剰になると衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2未満となる試験片が発生した。このことから、熱間加工後の高温域で析出する粒界炭化物の影響は非常に大きいことが分かる。図１より、衝撃値が２５Ｊ／ｃｍ2以上となるのは、Ｃ量が０．３７ｍａｓｓ％以下の鋼種であることが分かる。
【0131】
［１．３． Ｖ量の上限値の検証試験］
［１．３．１． 衝撃試験片の作製及び衝撃試験］
以下では、Ｖ量が０．２８ｍａｓｓ％を超えた場合における衝撃値の低下を検証した。
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．３７Ｃ－０．９０Ｓｉ－０．０４Ｃｕ－０．１３Ｎｉ－０．８２Ｍｎ－６．２１Ｃｒ－１．９７Ｍｏ－０．０１３Ａｌ－０．０２８Ｎとし、Ｖ量を系統的に変化させた。これらの鋼種を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。以下、Ｃ量の検証試験と同様にして、衝撃試験片を作製し、衝撃試験を実施した。
［１．３．１． 衝撃試験片の作製及び衝撃試験］
以下では、Ｖ量が０．２８ｍａｓｓ％を超えた場合における衝撃値の低下を検証した。
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．３７Ｃ－０．９０Ｓｉ－０．０４Ｃｕ－０．１３Ｎｉ－０．８２Ｍｎ－６．２１Ｃｒ－１．９７Ｍｏ－０．０１３Ａｌ－０．０２８Ｎとし、Ｖ量を系統的に変化させた。これらの鋼種を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。以下、Ｃ量の検証試験と同様にして、衝撃試験片を作製し、衝撃試験を実施した。
【0132】
［１．３．２． 衝撃試験の結果］
図２に、Ｖ量と衝撃値との関係を示す。試験に用いた衝撃試験片は、大きな金型と異なり、焼入れが急冷である。それにもかかわらず、Ｖ量が過剰になると衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2未満となる試験片が発生した。このことから、熱間加工後の高温域で析出する粒界炭化物の影響は非常に大きいことが分かる。図２より、衝撃値が２５Ｊ／ｃｍ2以上となるのは、Ｖ量が０．２８ｍａｓｓ％以下の鋼種であることが分かる。
図２に、Ｖ量と衝撃値との関係を示す。試験に用いた衝撃試験片は、大きな金型と異なり、焼入れが急冷である。それにもかかわらず、Ｖ量が過剰になると衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2未満となる試験片が発生した。このことから、熱間加工後の高温域で析出する粒界炭化物の影響は非常に大きいことが分かる。図２より、衝撃値が２５Ｊ／ｃｍ2以上となるのは、Ｖ量が０．２８ｍａｓｓ％以下の鋼種であることが分かる。
【0133】
［１．３．３． Ｃ量とＶ量の好適な範囲］
図３に、Ｃ量とＶ量の範囲を示す。本発明においては、「硬さ」、「粗大な異物の量」、「熱間加工後に析出する粒界炭化物の量」、及び、「ピン止め粒子の量」を考慮してＣ量とＶ量を規定した。従来の熱間ダイス鋼は、Ｃ量が０．３２ｍａｓｓ％以上であり、かつ、Ｖ量が０．３０ｍａｓｓ％以上である。これに対し、本発明に係る鋼材は、Ｃ量が０．３７ｍａｓｓ％以下であり、かつ、Ｖ量が０．２８ｍａｓｓ％以下であるため、Ｃ量とＶ量の領域が従来鋼とは異なる。
また、本発明は、焼入れ温度においても従来鋼とは異なる。従来鋼の焼入れ温度は、ＣとＶを充分に固溶させるため、１０１０～１０４０℃と高温である。これに対し、ＣとＶが少ない本発明の焼入れ温度は、９２０～９８０℃と低温で良く、焼き入れた金型の変形が小さく、金型に割れも発生しにくいというメリットがある。
図３に、Ｃ量とＶ量の範囲を示す。本発明においては、「硬さ」、「粗大な異物の量」、「熱間加工後に析出する粒界炭化物の量」、及び、「ピン止め粒子の量」を考慮してＣ量とＶ量を規定した。従来の熱間ダイス鋼は、Ｃ量が０．３２ｍａｓｓ％以上であり、かつ、Ｖ量が０．３０ｍａｓｓ％以上である。これに対し、本発明に係る鋼材は、Ｃ量が０．３７ｍａｓｓ％以下であり、かつ、Ｖ量が０．２８ｍａｓｓ％以下であるため、Ｃ量とＶ量の領域が従来鋼とは異なる。
また、本発明は、焼入れ温度においても従来鋼とは異なる。従来鋼の焼入れ温度は、ＣとＶを充分に固溶させるため、１０１０～１０４０℃と高温である。これに対し、ＣとＶが少ない本発明の焼入れ温度は、９２０～９８０℃と低温で良く、焼き入れた金型の変形が小さく、金型に割れも発生しにくいというメリットがある。
【0134】
［１．４． Ｍｎ＋Ｃｒ量の下限値の検証試験］
［１．４．１． 臨界冷速の概要］
以下では、Ｍｎ＋Ｃｒ量を最適化することで焼入れ性が向上し、これによって焼入れ速度が小さい場合でも高い衝撃値が得られることを検証した。
焼入れ性の評価には、ＣＣＴ線図が使われることも多い。鋼材を焼入れ温度から等速で冷却する工程中の寸法変化（収縮→膨張→収縮）によって変態点を判定した。
［１．４．１． 臨界冷速の概要］
以下では、Ｍｎ＋Ｃｒ量を最適化することで焼入れ性が向上し、これによって焼入れ速度が小さい場合でも高い衝撃値が得られることを検証した。
焼入れ性の評価には、ＣＣＴ線図が使われることも多い。鋼材を焼入れ温度から等速で冷却する工程中の寸法変化（収縮→膨張→収縮）によって変態点を判定した。
【0135】
図４に、ＣＣＴ線図の模式図を示す。図４中、「●」は、上記の基準で判定された変態温度であり、焼入れ温度からの等速の冷却速度がそれぞれ異なるデータを表す。●を基に、変態温度に該当する線を引く。実線は確度の高い線を表し、破線は推測された線を表す。図４中、マルテンサイトとベイナイトの境界を通過する冷速（矢印の線）が臨界冷速Ｘである。
【0136】
臨界冷速Ｘは、ＭｎやＣｒなどの影響を大きく受ける。図５に、鋼種による臨界冷速Ｘの違いの模式図を示す。図５において、鋼Ｂのベイナイトの位置は、鋼Ａのそれより右側（長時間側）にある。これは、鋼ＢのＸが鋼Ａのそれより小さいことを表す。
すなわち、鋼Ｂは、Ｘが小さくても微細な組織（マルテンサイト、又は、低温で変態したベイナイト）になりやすい。このように、Ｘが小さい鋼を「焼入れ性が良い」と扱う。焼入れ性の良い鋼は、Ｘが小さくなる「大きな金型」でも焼が入りやすく、微細な組織になりすい。
すなわち、鋼Ｂは、Ｘが小さくても微細な組織（マルテンサイト、又は、低温で変態したベイナイト）になりやすい。このように、Ｘが小さい鋼を「焼入れ性が良い」と扱う。焼入れ性の良い鋼は、Ｘが小さくなる「大きな金型」でも焼が入りやすく、微細な組織になりすい。
【0137】
［１．４．２． ＳＡ状態の丸棒の作製］
以下では、焼入れ性と衝撃値に及ぼすＭｎ＋Ｃｒ量の影響を検証した。
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．３２Ｃ－０．４５Ｓｉ－０．０８Ｃｕ－０．１１Ｎｉ－１．０６Ｍｏ－０．１８Ｖ－０．０２８Ａｌ－０．０１１Ｎとし、Ｍｎ量とＣｒ量を系統的に変化させた。これらの鋼種を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。以下、Ｃ量の検証試験と同様にして、直径：８２ｍｍ×長さ：３０００ｍｍ程度のＳＡ状態の鋼材（丸棒）を作製した。
以下では、焼入れ性と衝撃値に及ぼすＭｎ＋Ｃｒ量の影響を検証した。
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．３２Ｃ－０．４５Ｓｉ－０．０８Ｃｕ－０．１１Ｎｉ－１．０６Ｍｏ－０．１８Ｖ－０．０２８Ａｌ－０．０１１Ｎとし、Ｍｎ量とＣｒ量を系統的に変化させた。これらの鋼種を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。以下、Ｃ量の検証試験と同様にして、直径：８２ｍｍ×長さ：３０００ｍｍ程度のＳＡ状態の鋼材（丸棒）を作製した。
【0138】
［１．４．３． 試験方法］
［Ａ． 臨界冷速の測定］
ＳＡ状態の丸棒から、概略形状が直径：４ｍｍ×長さ：１０ｍｍの試験片を作製した。この試験片を９５０℃の焼入れ温度に加熱し、任意の等速で１００℃以下まで冷却した。その際の寸法変化（収縮→膨張→収縮）から、変態点を判定した。さらに、得られた変態点から、臨界冷速Ｘを求めた。
［Ａ． 臨界冷速の測定］
ＳＡ状態の丸棒から、概略形状が直径：４ｍｍ×長さ：１０ｍｍの試験片を作製した。この試験片を９５０℃の焼入れ温度に加熱し、任意の等速で１００℃以下まで冷却した。その際の寸法変化（収縮→膨張→収縮）から、変態点を判定した。さらに、得られた変態点から、臨界冷速Ｘを求めた。
【0139】
［Ｂ． 衝撃試験］
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、９５０℃で１Ｈ保持した後、焼入れを行った。焼入れ時の冷却速度は、９５０℃から７５０℃までを８℃／ｍｉｎ、７５０℃から５００℃までを５℃／ｍｉｎ、５００℃から２００℃までを０．５℃／ｍｉｎとし、２００℃から１００℃以下への冷却速度は特に制御しなかった。
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。２００℃に到達時、相変態はほぼ完了しているため、そこから１００℃以下への冷却速度は特に制御しなかった。
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、９５０℃で１Ｈ保持した後、焼入れを行った。焼入れ時の冷却速度は、９５０℃から７５０℃までを８℃／ｍｉｎ、７５０℃から５００℃までを５℃／ｍｉｎ、５００℃から２００℃までを０．５℃／ｍｉｎとし、２００℃から１００℃以下への冷却速度は特に制御しなかった。
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。２００℃に到達時、相変態はほぼ完了しているため、そこから１００℃以下への冷却速度は特に制御しなかった。
【0140】
続いて、角棒の焼戻しを行った。焼戻しは、５６０℃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。保持の温度と時間、処理の回数は、鋼種（Ｍｎ量とＣｒ量）によって変えた。これは、Ｍｎ量及び／又はＣｒ量が異なると、軟化抵抗が異なるためである。
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。保持の温度と時間、処理の回数は、鋼種（Ｍｎ量とＣｒ量）によって変えた。これは、Ｍｎ量及び／又はＣｒ量が異なると、軟化抵抗が異なるためである。
【0141】
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。ここで言う衝撃値［Ｊ／ｃｍ2］とは、吸収エネルギー［Ｊ］を試験片ノッチ底下部の断面積０．８ｃｍ2で割った値であり、試験片１０本の平均値を指す。
評価には衝撃値を用いた。ここで言う衝撃値［Ｊ／ｃｍ2］とは、吸収エネルギー［Ｊ］を試験片ノッチ底下部の断面積０．８ｃｍ2で割った値であり、試験片１０本の平均値を指す。
【0142】
［１．４．４． 結果］
［Ａ． 臨界冷速］
図６に、臨界冷速に及ぼすＭｎ＋Ｃｒ量の影響を示す。図６より、Ｍｎ＋Ｃｒ量が多くなるほど、臨界冷速が小さくなること、すなわち、焼入れ性が高くなることが分かる。
［Ａ． 臨界冷速］
図６に、臨界冷速に及ぼすＭｎ＋Ｃｒ量の影響を示す。図６より、Ｍｎ＋Ｃｒ量が多くなるほど、臨界冷速が小さくなること、すなわち、焼入れ性が高くなることが分かる。
【0143】
［Ｂ． 衝撃試験］
以上によって、Ｍｎ＋Ｃｒ量が多くなるほど、焼入れ性が高くなることが分かった。以下では、Ｍｎ＋Ｃｒ量を多くする効果を、焼入れ速度が小さい場合の衝撃値で実際に検証した。焼入れ性が高くても（Ｘが小さくても）、マルテンサイト変態点が高い場合には衝撃値が高くならないからである。
以上によって、Ｍｎ＋Ｃｒ量が多くなるほど、焼入れ性が高くなることが分かった。以下では、Ｍｎ＋Ｃｒ量を多くする効果を、焼入れ速度が小さい場合の衝撃値で実際に検証した。焼入れ性が高くても（Ｘが小さくても）、マルテンサイト変態点が高い場合には衝撃値が高くならないからである。
【0144】
図７に、焼入れ速度が小さい場合において、衝撃値に及ぼすＭｎ＋Ｃｒ量の影響を示す。図７より、Ｍｎ＋Ｃｒ量が多くなるほど衝撃値が高くなることが分かる。なお、図７では、マルテンサイトやベイナイトの変態が起こる５００℃～２００℃の温度域における冷却速度を０．５℃／ｍｉｎとした。
衝撃値が２５Ｊ／ｃｍ2以上となるのは、Ｍｎ＋Ｃｒ量が６．６０ｍａｓｓ％以上の鋼種であった。Ｍｎ＋Ｃｒ量が６．６０ｍａｓｓ％の鋼種の場合、１０本の試験片中、衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2未満の試験片は１本であった。
さらに、衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ2以上となるのは、Ｍｎ＋Ｃｒ量が６．７０ｍａｓｓ％以上の鋼種であった。Ｍｎ＋Ｃｒ量が６．７０ｍａｓｓ％の鋼種の場合、１０本の試験片中、衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2未満である試験片は１本もなかった。
衝撃値が２５Ｊ／ｃｍ2以上となるのは、Ｍｎ＋Ｃｒ量が６．６０ｍａｓｓ％以上の鋼種であった。Ｍｎ＋Ｃｒ量が６．６０ｍａｓｓ％の鋼種の場合、１０本の試験片中、衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2未満の試験片は１本であった。
さらに、衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ2以上となるのは、Ｍｎ＋Ｃｒ量が６．７０ｍａｓｓ％以上の鋼種であった。Ｍｎ＋Ｃｒ量が６．７０ｍａｓｓ％の鋼種の場合、１０本の試験片中、衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2未満である試験片は１本もなかった。
【0145】
なお、衝撃試験片の破断面には、粗大な異物は観察されなかった。これらが、鋼材の全部位に渡って存在しない保証はない。しかしながら、１０本の衝撃試験片の評価で、衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2未満となる試験片が１本以下であったことから、異物が存在したとしても、その量は僅かであると推定される。
また、衝撃試験後の破断した試験片を腐食して、金属組織を観察した。その結果、旧オーステナイト結晶粒径の平均値は、２５～８０μｍ程度と微細であった。
以上によって、(３)(ａ)の影響が僅少な条件下において、(３)(ｂ)及び(３)(ｃ)の効果を確認することができた。
また、衝撃試験後の破断した試験片を腐食して、金属組織を観察した。その結果、旧オーステナイト結晶粒径の平均値は、２５～８０μｍ程度と微細であった。
以上によって、(３)(ａ)の影響が僅少な条件下において、(３)(ｂ)及び(３)(ｃ)の効果を確認することができた。
【0146】
［１．５． Ｍｎ／Ｃｒの上限値の検証試験］
［１．５．１． 試験片の作製］
以下では、ＳＡ性に及ぼすＭｎ／Ｃｒの影響を検証した。
Ｍｎ＋Ｃｒ量の検証試験と同様にして、ＳＡ状態の丸棒を作製した。次いで、ＳＡ状態の丸棒から、ＳＡ性評価用の試験片（１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍ）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。
［１．５．１． 試験片の作製］
以下では、ＳＡ性に及ぼすＭｎ／Ｃｒの影響を検証した。
Ｍｎ＋Ｃｒ量の検証試験と同様にして、ＳＡ状態の丸棒を作製した。次いで、ＳＡ状態の丸棒から、ＳＡ性評価用の試験片（１２ｍｍ×１２ｍｍ×２０ｍｍ）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。
【0147】
真空熱処理工程の詳細は、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。
【0148】
引き続き、試験片を真空中において、９７０℃で１Ｈ保持した。これは、焼きならしを模擬している。９７０℃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。
【0149】
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。
上記の真空熱処理工程は、大きな金型用鋼材を製造する工程とは厳密には同じでないが、加熱温度やＳＡの冷速など、ＳＡ性を評価する上で重要な条件は工業的な工程を模擬できている。
上記の真空熱処理工程は、大きな金型用鋼材を製造する工程とは厳密には同じでないが、加熱温度やＳＡの冷速など、ＳＡ性を評価する上で重要な条件は工業的な工程を模擬できている。
【0150】
［１．５．２． 硬さの評価］
ＳＡ後の試験片の硬さを室温で評価した。図８に、ＳＡ後の試験片の硬さに及ぼすＭｎ／Ｃｒの影響を示す。図８より、Ｍｎ／Ｃｒを０．１５０以下にすると、ＳＡ後の硬さが９８ＨＲＢ以下になることが分かる。また、図８より、Ｍｎ／Ｃｒを０．１４５以下にすると、ＳＡ後の硬さが９７ＨＲＢ以下になることが分かる。
さらに、Ｍｎ／Ｃｒが０．１４５以下である場合、ＳＡ後の冷却速度（８９０℃から６００℃までの冷却速度）を２０℃／Ｈに大きくしても、ＳＡ後の硬さは９８ＨＲＢ以下に軟化した。
ＳＡ後の試験片の硬さを室温で評価した。図８に、ＳＡ後の試験片の硬さに及ぼすＭｎ／Ｃｒの影響を示す。図８より、Ｍｎ／Ｃｒを０．１５０以下にすると、ＳＡ後の硬さが９８ＨＲＢ以下になることが分かる。また、図８より、Ｍｎ／Ｃｒを０．１４５以下にすると、ＳＡ後の硬さが９７ＨＲＢ以下になることが分かる。
さらに、Ｍｎ／Ｃｒが０．１４５以下である場合、ＳＡ後の冷却速度（８９０℃から６００℃までの冷却速度）を２０℃／Ｈに大きくしても、ＳＡ後の硬さは９８ＨＲＢ以下に軟化した。
【0151】
［１．５．３． Ｍｎ量とＣｒ量の好適な範囲］
以上より、Ｍｎ量とＣｒ量の好適な範囲が定められた。図９に、Ｍｎ量とＣｒ量の範囲を示す。図９の５本の線で囲まれる５角形の領域が本発明に係る鋼材の範囲である。
以上より、Ｍｎ量とＣｒ量の好適な範囲が定められた。図９に、Ｍｎ量とＣｒ量の範囲を示す。図９の５本の線で囲まれる５角形の領域が本発明に係る鋼材の範囲である。
【0152】
本発明では、Ｍｎ量、Ｃｒ量、Ｍｎ＋Ｃｒ量、及び、Ｍｎ／Ｃｒというパラメータの導入により、（１）ＳＡ性、（３）焼入れ性、及び、（５）軟化抵抗性が高く保たれるＭｎ量とＣｒ量の狭い範囲を見出した。また、元素の影響が相反する（１）ＳＡ性と（３）焼入れ性を両立させ、かつ、元素の影響が相反する（３）焼入れ性と（５）軟化抵抗性も両立させることができた。
【0153】
［１．６． Ｓｉ量の下限値及び上限値の検証試験］
［１．６．１． ＳＡ状態の丸棒の作製］
以下では、被削性及び耐ヒートチェック性に及ぼすＳｉ量の影響を検証した。
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．３１Ｃ－０．８１Ｍｎ－０．０８Ｃｕ－０．１１Ｎｉ－６．１９Ｃｒ－１．０１Ｍｏ－０．１８Ｖ－０．０２８Ａｌ－０．０１１Ｎとし、Ｓｉ量を系統的に変化させた。これらの鋼種を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。以下、Ｃ量の検証試験と同様にして、直径：８２ｍｍ×長さ：３０００ｍｍ程度のＳＡ状態の鋼材（丸棒）を作製した。いずれの鋼種も、９８ＨＲＢ以下に軟化していた。
［１．６．１． ＳＡ状態の丸棒の作製］
以下では、被削性及び耐ヒートチェック性に及ぼすＳｉ量の影響を検証した。
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．３１Ｃ－０．８１Ｍｎ－０．０８Ｃｕ－０．１１Ｎｉ－６．１９Ｃｒ－１．０１Ｍｏ－０．１８Ｖ－０．０２８Ａｌ－０．０１１Ｎとし、Ｓｉ量を系統的に変化させた。これらの鋼種を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。以下、Ｃ量の検証試験と同様にして、直径：８２ｍｍ×長さ：３０００ｍｍ程度のＳＡ状態の鋼材（丸棒）を作製した。いずれの鋼種も、９８ＨＲＢ以下に軟化していた。
【0154】
［１．６．２． 試験方法］
［Ａ． 被削性評価］
ＳＡ状態の丸棒から、５３ｍｍ×５３ｍｍ×２００ｍｍの試験片を作製した。この試験片を切削工具で切削し、切削工具の摩耗量を測定した。切削工具の摩耗量が３００μｍに到達した時点における切削距離を工具寿命とした。切削距離が長くなるほど、被削性は良いと判断される。
［Ａ． 被削性評価］
ＳＡ状態の丸棒から、５３ｍｍ×５３ｍｍ×２００ｍｍの試験片を作製した。この試験片を切削工具で切削し、切削工具の摩耗量を測定した。切削工具の摩耗量が３００μｍに到達した時点における切削距離を工具寿命とした。切削距離が長くなるほど、被削性は良いと判断される。
【0155】
［Ｂ． 耐ヒートチェック性試験］
ＳＡ状態の丸棒から、直径：７２ｍｍ×厚さ：５０ｍｍの円柱状試験片を作製した。次いで、円柱状試験片に対し、図７で用いた衝撃試験片（Ｍｎ+Ｃｒ量の検証試験）と同様にして焼入れ及び焼戻しを行い、４５ＨＲＣ程度に調質した。
ＳＡ状態の丸棒から、直径：７２ｍｍ×厚さ：５０ｍｍの円柱状試験片を作製した。次いで、円柱状試験片に対し、図７で用いた衝撃試験片（Ｍｎ+Ｃｒ量の検証試験）と同様にして焼入れ及び焼戻しを行い、４５ＨＲＣ程度に調質した。
【0156】
調質された試験片の片側の端面（直径７２ｍｍの面）に、加熱と冷却の温度サイクルを与えた。５８０℃への高周波加熱と、噴射水による１００℃以下への冷却を１サイクルとし、これを１０，０００サイクル与えた。
１０，０００サイクル後の試験片を中央付近で縦に切断し、加熱冷却面に発生した亀裂（ヒートチェック）の深さを評価した。耐ヒートチェック性は、観察された複数の亀裂の中から深い順に３本の亀裂を選定し、３本の亀裂の深さの平均値（以下、これを「亀裂深さ」ともいう）で評価した。
１０，０００サイクル後の試験片を中央付近で縦に切断し、加熱冷却面に発生した亀裂（ヒートチェック）の深さを評価した。耐ヒートチェック性は、観察された複数の亀裂の中から深い順に３本の亀裂を選定し、３本の亀裂の深さの平均値（以下、これを「亀裂深さ」ともいう）で評価した。
【0157】
［１．６．３． 結果］
［Ａ． 被削性試験］
図１０に、被削性に及ぼすＳｉ量の影響を示す。Ｓｉ量が０．４０ｍａｓｓ％未満である場合、工具寿命は、「被削性が悪い」と評価される既存鋼と同等であった。Ｓｉ量が０．４０ｍａｓｓ％未満である場合、被削性が悪く、切削加工の工数が膨大となる。特に、大きな金型では切削量が多いため、被削性が悪いと工業的に成立しにくい。
図１０より、Ｓｉ量が０．４０ｍａｓｓ％以上になると、工具寿命が１５ｍ以上になることが分かる。また、Ｓｉ量が０．８０ｍａｓｓ％以上になると、「被削性が非常に良い」と評価されるＳＫＤ６１と同等の工具寿命が得られることが分かる。
［Ａ． 被削性試験］
図１０に、被削性に及ぼすＳｉ量の影響を示す。Ｓｉ量が０．４０ｍａｓｓ％未満である場合、工具寿命は、「被削性が悪い」と評価される既存鋼と同等であった。Ｓｉ量が０．４０ｍａｓｓ％未満である場合、被削性が悪く、切削加工の工数が膨大となる。特に、大きな金型では切削量が多いため、被削性が悪いと工業的に成立しにくい。
図１０より、Ｓｉ量が０．４０ｍａｓｓ％以上になると、工具寿命が１５ｍ以上になることが分かる。また、Ｓｉ量が０．８０ｍａｓｓ％以上になると、「被削性が非常に良い」と評価されるＳＫＤ６１と同等の工具寿命が得られることが分かる。
【0158】
［Ｂ． 耐ヒートチェック性試験］
図１１に、耐ヒートチェック性に及ぼすＳｉ量の影響を示す。Ｓｉ量が０．９ｍａｓｓ％を超えると、亀裂深さは、耐ヒートチェック性の悪い既存鋼（ＳＫＤ６１など）と同等となった。大きな金型では、ヒートチェックの補修が容易でないことに加え、金型に作用する荷重も大きいため、ヒートチェックを起点とした大割れに至りやすい。図１１より、Ｓｉ量は、０．９０ｍａｓｓ％以下が好ましいことが分かる。
図１１に、耐ヒートチェック性に及ぼすＳｉ量の影響を示す。Ｓｉ量が０．９ｍａｓｓ％を超えると、亀裂深さは、耐ヒートチェック性の悪い既存鋼（ＳＫＤ６１など）と同等となった。大きな金型では、ヒートチェックの補修が容易でないことに加え、金型に作用する荷重も大きいため、ヒートチェックを起点とした大割れに至りやすい。図１１より、Ｓｉ量は、０．９０ｍａｓｓ％以下が好ましいことが分かる。
【0159】
［１．７． Ｍｏ量の下限値及び上限値の検証試験］
［１．７．１． ＳＡ状態の丸棒の作製］
以下では、破壊靱性に及ぼすＭｏ量の影響を検証した。
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．２８Ｃ－０．４８Ｓｉ－０．８２Ｍｎ－０．０７Ｃｕ－０．１２Ｎｉ－６．２３Ｃｒ－０．１８Ｖ－０．０２６Ａｌ－０．０１０Ｎとし、Ｍｏ量を系統的に変化させた。これらの鋼種を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。以下、Ｃ量の検証試験と同様にして、直径：８２ｍｍ×長さ：３０００ｍｍ程度のＳＡ状態の鋼材（丸棒）を作製した。いずれの鋼種も、９８ＨＲＢ以下に軟化していた。
［１．７．１． ＳＡ状態の丸棒の作製］
以下では、破壊靱性に及ぼすＭｏ量の影響を検証した。
鋼材の成分（ｍａｓｓ％）は、０．２８Ｃ－０．４８Ｓｉ－０．８２Ｍｎ－０．０７Ｃｕ－０．１２Ｎｉ－６．２３Ｃｒ－０．１８Ｖ－０．０２６Ａｌ－０．０１０Ｎとし、Ｍｏ量を系統的に変化させた。これらの鋼種を１５０ｋｇのインゴットに鋳込んだ。以下、Ｃ量の検証試験と同様にして、直径：８２ｍｍ×長さ：３０００ｍｍ程度のＳＡ状態の鋼材（丸棒）を作製した。いずれの鋼種も、９８ＨＲＢ以下に軟化していた。
【0160】
［１．７．２． 破壊靱性の測定］
ＳＡ状態の丸棒から、１３ｍｍ×６２ｍｍ×６５ｍｍの板材を作製した。次いで、板材に対し、図７で用いた衝撃試験片（Ｍｎ+Ｃｒ量の検証試験）と同様にして焼入れ及び焼戻しを行い、４５ＨＲＣ程度に調質した。
この板材から、概形１２．５ｍｍ×６１ｍｍ×６４ｍｍの破壊靱性試験片（ノッチと２つの穴を有する試験片）を作製した。さらに、室温で、破壊靱性を評価した。
ＳＡ状態の丸棒から、１３ｍｍ×６２ｍｍ×６５ｍｍの板材を作製した。次いで、板材に対し、図７で用いた衝撃試験片（Ｍｎ+Ｃｒ量の検証試験）と同様にして焼入れ及び焼戻しを行い、４５ＨＲＣ程度に調質した。
この板材から、概形１２．５ｍｍ×６１ｍｍ×６４ｍｍの破壊靱性試験片（ノッチと２つの穴を有する試験片）を作製した。さらに、室温で、破壊靱性を評価した。
【0161】
［１．７．３． 結果］
図１２に、破壊靱性に及ぼすＭｏの影響を示す。Ｍｏ量が少なすぎる場合及び多すぎる場合のいずれの場合も、破壊靱性値は低下した。金型に発生した亀裂の急激な進展を防ぐには、破壊靱性は高いほど良い。図１２より、Ｍｏ量を０．６０ｍａｓｓ％以上２．００ｍａｓｓ％以下にすると、破壊靱性値が３０ＭＰａ・ｍ0.5以上になることが分かる。
図１２に、破壊靱性に及ぼすＭｏの影響を示す。Ｍｏ量が少なすぎる場合及び多すぎる場合のいずれの場合も、破壊靱性値は低下した。金型に発生した亀裂の急激な進展を防ぐには、破壊靱性は高いほど良い。図１２より、Ｍｏ量を０．６０ｍａｓｓ％以上２．００ｍａｓｓ％以下にすると、破壊靱性値が３０ＭＰａ・ｍ0.5以上になることが分かる。
【0162】
［２． 大型インゴットを用いた検証試験］
［２．１． 概要］
好適な元素量の検証試験では、研究的な小サイズ（１５０ｋｇ）のインゴットを用いて、断面の小さい鋼材を製造し、その鋼材から作製した試験片に対して工業的な製法（大きな金型用鋼材及び大きな金型の製法）を模擬した熱処理を行った。これにより、当該鋼材が工業的な製法で製造され、金型になった場合の「３（ａ）以外」の特性を適正に評価することができた。
［２．１． 概要］
好適な元素量の検証試験では、研究的な小サイズ（１５０ｋｇ）のインゴットを用いて、断面の小さい鋼材を製造し、その鋼材から作製した試験片に対して工業的な製法（大きな金型用鋼材及び大きな金型の製法）を模擬した熱処理を行った。これにより、当該鋼材が工業的な製法で製造され、金型になった場合の「３（ａ）以外」の特性を適正に評価することができた。
【0163】
一方、以下の実施例では、実際に質量８ｔｏｎ以上のインゴットを用いて、本発明の効果を確認した。この場合、鋼材を焼入れ及び焼戻して、内部の衝撃値を検証した。すなわち、上記「３（ａ）」を検証した。その他の特性は、好適な元素量の検証試験において、検証が終了しているからである。
【0164】
［２．２． 試料の作製］
［２．２．１． ブロック材の作製］
表１に、特性を検証した鋼（実施例１～１３、比較例１～３）の組成を示す。比較例１は、ＪＩＳ ＳＫＤ６（ＡＩＳＩ Ｈ１１）に相当する。比較例２は、ＳＫＤ６のＳｉ－Ｍｎ－Ｃｒを調整した市販鋼に相当し、ＳＫＤ６よりも焼入れ性と耐ヒートチェック性が優れている鋼である。比較例３は、Ｃ量とＶ量が本発明の上限を超えている鋼である。なお、表１には、記載していないが、いずれの鋼にもＰなどの不純物元素が上述した上限値を超えない範囲で含まれている。
［２．２．１． ブロック材の作製］
表１に、特性を検証した鋼（実施例１～１３、比較例１～３）の組成を示す。比較例１は、ＪＩＳ ＳＫＤ６（ＡＩＳＩ Ｈ１１）に相当する。比較例２は、ＳＫＤ６のＳｉ－Ｍｎ－Ｃｒを調整した市販鋼に相当し、ＳＫＤ６よりも焼入れ性と耐ヒートチェック性が優れている鋼である。比較例３は、Ｃ量とＶ量が本発明の上限を超えている鋼である。なお、表１には、記載していないが、いずれの鋼にもＰなどの不純物元素が上述した上限値を超えない範囲で含まれている。
【0165】
【表1】
【0166】
これらの鋼を、質量約２１ｔｏｎのインゴットに鋳込んだ。２１ｔｏｎのインゴットは、１０ｔｏｎ程度のインゴットよりも凝固速度がさらに小さくなるため、粗大な異物が衝撃値に影響を与えやすい。このような悪条件下において、Ｃ量とＶ量の妥当性を検証した。
【0167】
２１ｔｏｎインゴットに対し、高温かつ長時間の均質化熱処理を行った後、熱間加工によりブロック状に成形した。このブロック材に対し、焼ならし、焼戻し、及び、球状化焼鈍を行い、最終的に７４０ｍｍ×１０６０ｍｍ×２４４０ｍｍ（質量約１５ｔｏｎ）の球状化焼鈍材を得た。インゴットとブロック材の質量の差（約６ｔｏｎ）は、品質や形状に問題があるため、除去した部分の質量である。
【0168】
なお、焼きならし、焼戻し、及び、球状化焼鈍は、それぞれ、鋼種によって適正な条件を設定した。例えば、焼きならし及び球状化焼鈍の加熱温度は、Ａc3点以上で、かつ、未固溶炭化物が存在する温度とした。また、焼戻し温度は、Ａc1点未満とした。変態点や未固溶炭化物の量は、鋼種によって異なる。
【0169】
［２．２．２． 第２素材の作製］
粗大な異物が多い部位は、凝固速度の小さい中心付近である。そこで、図１３に示すように、ブロック材１０（ａ＝７４０ｍｍ、ｂ＝１０６０ｍｍ、ｃ＝２４４０ｍｍ、ｗ≒１５０００ｋｇ）のｃ軸方向の端部から、第１素材１２を切り出した。次いで、第１素材１２のａｂ面のほぼ中央から、第２素材１４を切り出した。なお、この実験において、ｄ＝３５ｍｍ、ｅ＝９５ｍｍ、ｆ＝１３５ｍｍとした。
粗大な異物が多い部位は、凝固速度の小さい中心付近である。そこで、図１３に示すように、ブロック材１０（ａ＝７４０ｍｍ、ｂ＝１０６０ｍｍ、ｃ＝２４４０ｍｍ、ｗ≒１５０００ｋｇ）のｃ軸方向の端部から、第１素材１２を切り出した。次いで、第１素材１２のａｂ面のほぼ中央から、第２素材１４を切り出した。なお、この実験において、ｄ＝３５ｍｍ、ｅ＝９５ｍｍ、ｆ＝１３５ｍｍとした。
【0170】
［２．３． 試験方法］
［２．３．１． 硬さ］
第２素材１４（９５ｍｍ×１３５ｍｍ×３５ｍｍ）の角部分から、１５ｍｍ×１５ｍｍ×３５ｍｍの小片を切り出した。この小片を研削及び研磨し、硬さが測定できる平行度や面粗さに調整した。この小片を用いて、室温でロックウェルＢスケール硬さを測定した。
［２．３．１． 硬さ］
第２素材１４（９５ｍｍ×１３５ｍｍ×３５ｍｍ）の角部分から、１５ｍｍ×１５ｍｍ×３５ｍｍの小片を切り出した。この小片を研削及び研磨し、硬さが測定できる平行度や面粗さに調整した。この小片を用いて、室温でロックウェルＢスケール硬さを測定した。
【0171】
［２．３．２． 衝撃試験］
第２素材１４（９５ｍｍ×１３５ｍｍ×３５ｍｍ）から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの角棒２０本を作製した。得られた角棒に対し、焼入れを行った。
第２素材１４（９５ｍｍ×１３５ｍｍ×３５ｍｍ）から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×５５ｍｍの角棒２０本を作製した。得られた角棒に対し、焼入れを行った。
【0172】
実施例１～１３及び比較例３の場合、真空中において角棒を９５０℃で１Ｈ保持した後、焼入れを行った。焼入れ時の冷却速度は、９５０℃から７５０℃までを８℃／ｍｉｎ、７５０℃から５００℃までを５℃／ｍｉｎ、５００℃から２００℃までを０．５℃／ｍｉｎとし、２００℃から１００℃以下への冷却速度は特に制御しなかった。
また、比較例１、２の場合、真空中において角棒を１０３０℃で１Ｈ保持した後、焼入れを行った。焼入れ時の冷却速度は、１０３０℃から７５０℃までを８℃／ｍｉｎとし、７５０℃以下は実施例１～１３と同様とした。
また、比較例１、２の場合、真空中において角棒を１０３０℃で１Ｈ保持した後、焼入れを行った。焼入れ時の冷却速度は、１０３０℃から７５０℃までを８℃／ｍｉｎとし、７５０℃以下は実施例１～１３と同様とした。
【0173】
なお、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一つである。２００℃に到達した時点で相変態はほぼ完了しているため、そこから１００℃以下への冷却速度は特に制御しなかった。
【0174】
続いて、５６０℃で２Ｈ保持した後、１００℃以下に冷却する焼戻しを行った。さらに、角棒に対し、５６０℃～６００℃で保持した後、１００℃以下に冷却する焼戻しを追加した。この追加の焼戻しを１回以上実施し、角棒を４４．５～４５．５ＨＲＣに調質した。保持の温度と時間、処理の回数は、鋼種によって変えた。合金元素の含有量が異なると、軟化抵抗が異なるためである。
【0175】
およそ４５ＨＲＣに調質された２０本の角棒から、２０本の衝撃試験片を作製した。さらに、１５～３５℃において衝撃試験を実施した。
【0176】
［２．３．３． 旧オーステナイト結晶粒径］
衝撃試験後の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た。さらに、顕微鏡にて金属組織を観察し、旧オーステナイト結晶粒径を求めた。
衝撃試験後の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た。さらに、顕微鏡にて金属組織を観察し、旧オーステナイト結晶粒径を求めた。
【0177】
［２．４． 結果］
［２．４．１． 硬さ］
実施例１～１３及び比較例１～３のいずれも、ＳＡ後の硬さは９８ＨＲＢ以下であった。Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５０であれば、球状化焼鈍で充分に軟化することが再確認された。
［２．４．１． 硬さ］
実施例１～１３及び比較例１～３のいずれも、ＳＡ後の硬さは９８ＨＲＢ以下であった。Ｍｎ／Ｃｒ≦０．１５０であれば、球状化焼鈍で充分に軟化することが再確認された。
【0178】
［２．５．２． 衝撃試験］
表２に、平均衝撃値、２０[Ｊ／ｃｍ2]未満の本数、及び、低衝撃値率を示す。実施例１～１３は、いずれも、平均衝撃値が２５[Ｊ／ｃｍ2]以上であり、かつ、低衝撃値率が３０％以下であった。実施例１～１３は、焼入れ性が高い（Ｍｎ＋Ｃｒ量が多い）ことに加え、Ｃ量とＶ量が少ないため、粗大な異物が少ない。この結果、凝固速度の小さい大断面材の中央付近から切り出した素材を緩速焼入れしても、衝撃値は高位安定であった。但し、ＣやＶに由来する粗大な異物は皆無ではなく、またＣやＶを含まない異物も存在するため、衝撃値が２０[Ｊ／ｃｍ2]未満の試験片も低い確率で発生した。
表２に、平均衝撃値、２０[Ｊ／ｃｍ2]未満の本数、及び、低衝撃値率を示す。実施例１～１３は、いずれも、平均衝撃値が２５[Ｊ／ｃｍ2]以上であり、かつ、低衝撃値率が３０％以下であった。実施例１～１３は、焼入れ性が高い（Ｍｎ＋Ｃｒ量が多い）ことに加え、Ｃ量とＶ量が少ないため、粗大な異物が少ない。この結果、凝固速度の小さい大断面材の中央付近から切り出した素材を緩速焼入れしても、衝撃値は高位安定であった。但し、ＣやＶに由来する粗大な異物は皆無ではなく、またＣやＶを含まない異物も存在するため、衝撃値が２０[Ｊ／ｃｍ2]未満の試験片も低い確率で発生した。
【0179】
一方、比較例１～３は、平均衝撃値が２５[Ｊ／ｃｍ2]未満であり、低衝撃値率が３０％を超えた。比較例１～３は、焼入れ性が低い（Ｍｎ＋Ｃｒ量が少ない）ことに加え、Ｃ量とＶ量が多いため、粗大な異物が多くなる。この結果、凝固速度の小さい大断面材の中央付近から切り出した素材を緩速焼入れすると、衝撃値が低くなった。
比較例３は、実施例１～１３に比べてＣ量とＶ量を増量した鋼である。そのため、比較例３は、焼入れ性は高いが、粗大な異物が多くなった。その結果、比較例３の衝撃値は、実施例１～１３より低下した。すなわち、大断面材の場合、衝撃値を焼入れ性だけで評価できないことは明らかであり、Ｃ量とＶ量を少なくすることの重要性を確認できた。
比較例３は、実施例１～１３に比べてＣ量とＶ量を増量した鋼である。そのため、比較例３は、焼入れ性は高いが、粗大な異物が多くなった。その結果、比較例３の衝撃値は、実施例１～１３より低下した。すなわち、大断面材の場合、衝撃値を焼入れ性だけで評価できないことは明らかであり、Ｃ量とＶ量を少なくすることの重要性を確認できた。
【0180】
【表2】
【0181】
［２．５．３． 旧オーステナイト結晶粒径］
実施例１～１３及び比較例３の場合、旧オーステナイト結晶粒径の平均値は、３０～１２０μｍであった。一方、比較例１、２の場合、旧オーステナイト結晶粒径の平均値は、２５～７５μｍであった。すなわち、いずれの鋼種も、衝撃値に悪影響を及ぼす粗大粒組織（平均粒径が１５０μｍを超える組織）ではなかった。
実施例１～１３及び比較例３の場合、旧オーステナイト結晶粒径の平均値は、３０～１２０μｍであった。一方、比較例１、２の場合、旧オーステナイト結晶粒径の平均値は、２５～７５μｍであった。すなわち、いずれの鋼種も、衝撃値に悪影響を及ぼす粗大粒組織（平均粒径が１５０μｍを超える組織）ではなかった。
【0182】
実施例１～１３は、Ｃ量とＶ量が少ないため、結晶粒は粗大化しやすい。しかしながら、Ａｌ量やＮ量を適正化し、かつ、焼入れ温度を適正化することで、結晶粒の粗大を抑制することができた。この点もまた、実施例１～１３の衝撃値を高位安定化させることに寄与したと考えられる。但し、実施例１～１３の旧オーステナイト結晶粒径の平均値は、図７の評価に用いた試料（１５０ｋｇのインゴットから作製した試料）のそれよりも大きい傾向にあった。
【0183】
［３． 汎用性］
以上、ダイカスト金型を想定して検証を行ったが、本発明は、ダイカストに限らず、各種の鋳造に用いられる金型や部品に適用できる。また、鋳造の他にも、鍛造、ホットスタンプ、押出加工、樹脂の射出成形、樹脂のブロー成形、ゴムや繊維強化プラスチックの成形又は加工、などに用いられる金型や部品に適用できる。
また、上記の検証においては、鋼材を９５０℃から焼入れ、５６０～６００℃で焼戻し、約４５ＨＲＣに調質して特性を評価したが、用途に応じて幅広い焼入れ温度と焼戻し温度で、幅広い硬さに調整した鋼材を金型や部品に適用できる。
以上、ダイカスト金型を想定して検証を行ったが、本発明は、ダイカストに限らず、各種の鋳造に用いられる金型や部品に適用できる。また、鋳造の他にも、鍛造、ホットスタンプ、押出加工、樹脂の射出成形、樹脂のブロー成形、ゴムや繊維強化プラスチックの成形又は加工、などに用いられる金型や部品に適用できる。
また、上記の検証においては、鋼材を９５０℃から焼入れ、５６０～６００℃で焼戻し、約４５ＨＲＣに調質して特性を評価したが、用途に応じて幅広い焼入れ温度と焼戻し温度で、幅広い硬さに調整した鋼材を金型や部品に適用できる。
【0184】
特性の検証では、溶製のブロック材を用いたが、本発明に係る鋼材を粉末、棒材、線材、又は、板材にして利用することもできる。
例えば、本発明に係る鋼材を粉末にすれば、積層造形（ＳＬＭ方式、ＬＭＤ方式など）やＰＰＷなどの各種の逐次成形に適用できる。
また、本発明に係る鋼材を溶製の棒材とすれば、それから金型や部品を製造することもできる。あるいは、本発明に係る鋼材を溶製の棒材や線材とすれば、それをＴＩＧ溶接やレーザー溶接を用いて肉盛る積層造形や補修に適用できる。
また、本発明に係る鋼材を板材とすれば、その接合によって金型や部品を製造することも可能である。もちろん、本発明に係る鋼材からなる部材を接合して、金型や部品を製造することも可能である。
例えば、本発明に係る鋼材を粉末にすれば、積層造形（ＳＬＭ方式、ＬＭＤ方式など）やＰＰＷなどの各種の逐次成形に適用できる。
また、本発明に係る鋼材を溶製の棒材とすれば、それから金型や部品を製造することもできる。あるいは、本発明に係る鋼材を溶製の棒材や線材とすれば、それをＴＩＧ溶接やレーザー溶接を用いて肉盛る積層造形や補修に適用できる。
また、本発明に係る鋼材を板材とすれば、その接合によって金型や部品を製造することも可能である。もちろん、本発明に係る鋼材からなる部材を接合して、金型や部品を製造することも可能である。
【0185】
上記の通り、本発明に係る鋼材は、様々な形状を有する部材に適用できる。また、本発明に係る鋼材からなる様々な形状の素材から、種々の方法を用いて金型や部品を製造し、あるいは、それらの補修が可能である。
【0186】
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】
【0187】
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加工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。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】
【図8】
【図9】
【図10】
【図11】
【図12】
【図13】