(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2022-04-25
(45)【発行日】2022-05-09
(54)【発明の名称】焼鈍鋼材およびその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20220426BHJP
C22C 38/24 20060101ALI20220426BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20220426BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302E
C22C38/00 301H
C22C38/24
C22C38/60
【請求項の数】
8
(21)【出願番号】P 2018003470
(22)【出願日】2018-01-12
(65)【公開番号】P2018165400
(43)【公開日】2018-10-25
【審査請求日】2020-11-25
(31)【優先権主張番号】P 2017063911
(32)【優先日】2017-03-28
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(73)【特許権者】
【識別番号】000003713
【氏名又は名称】大同特殊鋼株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100076473
【弁理士】
【氏名又は名称】飯田 昭夫
(74)【代理人】
【識別番号】100112900
【弁理士】
【氏名又は名称】江間 路子
(74)【代理人】
【識別番号】100198247
【弁理士】
【氏名又は名称】並河 伊佐夫
(72)【発明者】
【氏名】河野 正道
【審査官】河野 一夫
(56)【参考文献】
【文献】国際公開第２０１５／１８２５８６（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２０１４－０２５１０３（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２００８／０８１５１７（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２００７－１９７７８４（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１６／０１３２７３（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２００５－１２０４５５（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１１－００１５７３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００２－３３２５２１（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００６－１０４５１９（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００
Ｃ２２Ｃ ３８／２４
Ｃ２２Ｃ ３８／６０
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、０．２８≦Ｃ＜０．４２
０．０１≦Ｓｉ≦１．５０
０．２０≦Ｍｎ≦１．２０
４．８０≦Ｃｒ≦６．００
０．８０≦Ｍｏ≦３．２０
０．４０≦Ｖ≦１．２０
０．００２≦Ｎ≦０．０８０
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物の組成を有し、
断面サイズが厚さ２００ｍｍ以上、且つ幅２５０ｍｍ以上であり、
硬さが１００ＨＲＢ以下、組織中に観察される最大のフェライト結晶粒を真円に換算した場合の直径が１２０μｍ以下で、
炭化物の面積率が３．０％以上、１０．５％未満で、炭化物の平均粒径が０．１８μｍ以上、０．２９μｍ以下であることを特徴とする焼鈍鋼材。
【請求項2】
請求項１において、質量％で、０．３０＜Ｃｕ≦１．００
０．３０＜Ｎｉ≦１．５０
の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする焼鈍鋼材。
【請求項3】
請求項１，２の何れかにおいて、質量％で、０．０００１＜Ｂ≦０．００５０
を更に含有することを特徴とする焼鈍鋼材。
【請求項4】
請求項１～３の何れかにおいて、質量％で、０．３０＜Ｗ≦５．００
０．３０＜Ｃｏ≦４．００
の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする焼鈍鋼材。
【請求項5】
請求項１～４の何れかにおいて、質量％で、０．００４＜Ｎｂ≦０．１００
０．００４＜Ｔａ≦０．１００
０．００４＜Ｔｉ≦０．１００
０．００４＜Ｚｒ≦０．１００
の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする焼鈍鋼材。
【請求項6】
請求項１～５の何れかにおいて、質量％で、０．１０＜Ａｌ≦１．５０
を更に含有することを特徴とする焼鈍鋼材。
【請求項7】
請求項１～６の何れかにおいて、質量％で、０．００８＜Ｓ≦０．２００
０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００
０．０３＜Ｓｅ≦０．５０
０．００５＜Ｔｅ≦０．１００
０．０１＜Ｂｉ≦０．５０
０．０３＜Ｐｂ≦０．５０
の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする焼鈍鋼材。
【請求項8】
請求項１～７の何れかに記載の焼鈍鋼材を製造するに際して、鋼材を、Ａｃ３変態点－２０℃を超え、Ａｃ３変態点＋６０℃以下の温度に加熱する焼鈍を、該鋼材に対し複数回行うことを特徴とする焼鈍鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
この発明は焼鈍鋼材およびその製造方法に関し、特に金型等の熱間工具の材料として好適に用いられる焼入れ時に粗大な結晶粒が発生しない焼鈍鋼材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
例えば、ダイカスト金型は焼入れ焼戻し状態で使用される。ダイカスト金型には，使用中に割れ難く長持ちすることが求められる。この理由は、早期に金型が割れると、その交換のために生産が停止して生産性が低下するためである。また、交換する新しい金型を再作成しなければならず、コストの増加を招くことも理由である。
【0003】
ダイカスト金型を割れ難くするには、衝撃値を高くすれば良い。一例として下記非特許文献１によれば、衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上である金型は、使用中に割れ難いとされており、安全を見て金型には慣例的に２５Ｊ／ｃｍ２を超える衝撃値が求められる。ここで言う衝撃値とは，Ｕノッチ衝撃試験片（試験片幅１０ｍｍ、試験片高さ１０ｍｍ、ノッチ下高さ８ｍｍ、ノッチ底半径１ｍｍ）で評価した吸収エネルギー[Ｊ]を試験片の断面積[０．８ｃｍ２]で除した値である。
【0004】
図１は、硬さ４５ＨＲＣのＪＩＳ ＳＫＤ６１材における衝撃値と焼入れ時のオーステナイト結晶粒径との関係を示した図である。この図１で示す通り、焼入れ時のオーステナイト結晶粒径が大きい場合に衝撃値は下がってしまう。したがって、衝撃値を高くするには、焼入れ時のオーステナイト結晶粒径を微細にすることが必要である。
【0005】
このように、ダイカスト金型には高衝撃値が求められ、焼入れ時のオーステナイト結晶粒が微細であるほど高衝撃値になる。一方、オーステナイト結晶粒は、加熱温度が高く、保持時間が長いほど成長し粗大化する危険が高まる。そこで、オーステナイト結晶粒を大きく成長させないよう、焼入れの加熱温度と保持時間には注意が払われている。ＪＩＳ ＳＫＤ６１材の場合、焼入れの加熱温度は１０２０～１０４０℃、保持時間は３０分～６時間が適正である。
【0006】
ところが、焼入れの加熱温度と保持時間が適正であっても、焼入れ時に大きな（真円に換算すると直径が１００μｍを超える）オーステナイト結晶粒が発生することがある。この場合、組織の全面が粗大な結晶粒になるのではなく、微細な（真円に換算すると直径が３５μｍ以下の）結晶粒と粗大な結晶粒が混在する混粒組織になることが多い。そして、このような組織は衝撃値が低い。その例を図２に示す。
【0007】
図２は、焼入れ焼戻しで４７ＨＲＣに調質したＪＩＳ ＳＫＤ６１で、早期に割れが生じたダイカスト金型の組織である（酸で腐食して組織を現出させている）。この金型の焼入れ条件は、加熱温度１０３０℃で、保持は４．５時間の適正条件であるが、衝撃値は９Ｊ／ｃｍ２と低く、金型が早期に割れたことに対応している。
図２中、白く見える針状の部位はベイナイトである。ベイナイトは、オーステナイト結晶粒界を越えて隣の結晶粒へは成長できないため、ベイナイト組織の「針」の長さで焼入れ時のオーステナイト結晶粒（焼入れ後の組織観察においては旧オーステナイト結晶粒、とも呼ぶ）のサイズが推定できる。黒く現出されている線は旧オーステナイト結晶粒界であり、確かにベイナイト組織の「針」が目立つ領域では旧オーステナイト結晶粒（焼入れ時のオーステナイト結晶粒）が粗大であることが判る。より広い視野で評価したところ、１つの粗大粒のサイズは１００μｍを超えていた。
図２中、白く見える針状の部位はベイナイトである。ベイナイトは、オーステナイト結晶粒界を越えて隣の結晶粒へは成長できないため、ベイナイト組織の「針」の長さで焼入れ時のオーステナイト結晶粒（焼入れ後の組織観察においては旧オーステナイト結晶粒、とも呼ぶ）のサイズが推定できる。黒く現出されている線は旧オーステナイト結晶粒界であり、確かにベイナイト組織の「針」が目立つ領域では旧オーステナイト結晶粒（焼入れ時のオーステナイト結晶粒）が粗大であることが判る。より広い視野で評価したところ、１つの粗大粒のサイズは１００μｍを超えていた。
【0008】
図２の組織には微細粒も存在している。粗大な結晶粒を囲むように点在する微細粒は、その平均粒径（真円に換算した場合の直径）は３５μｍ以下と小さい。しかし、このような微細粒を含む組織でも、粗大粒が存在すれば低衝撃値となる。その理由は、粗大な結晶粒の部分から亀裂が発生しやすい、あるいは別の部位で発生した亀裂が粗大な結晶粒の領域を容易に貫通するためである。大半の結晶粒が微細であっても、一部に粗大な結晶粒があると、そこが「最弱部」として作用し衝撃値を下げる。真円に換算した場合の直径が１００μｍ超の旧オーステナイト結晶粒があると、その焼入れ焼戻し材の衝撃値は高くならない。
なお、結晶粒を成長させないため、焼入れの加熱温度を引き下げ（例えば１０１０℃）、また焼入れの保持時間を非常に短く（例えば１５分）しても、図２のような粗大なオーステナイト結晶粒が発生することがある。このことから，粗大なオーステナイト結晶粒は焼入れ加熱時の粒成長によって発生したのではないと推定される。
なお、結晶粒を成長させないため、焼入れの加熱温度を引き下げ（例えば１０１０℃）、また焼入れの保持時間を非常に短く（例えば１５分）しても、図２のような粗大なオーステナイト結晶粒が発生することがある。このことから，粗大なオーステナイト結晶粒は焼入れ加熱時の粒成長によって発生したのではないと推定される。
【0009】
尚、下記特許文献１には、重量％で、Ｃ：０．４２％～０．５５％、Ｓｉ：１．２０％以下、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃｒ：４．０５～６．５０％、ＷとＭｏの１種または２種を１／２Ｗ＋Ｍｏで１．０～３．０％、Ｖ：０．２～１．５％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、粒径０．１５μｍ以上の未固溶炭化物の面積率が２％以上であり、２４００μｍ２中の炭化物の数が２００ケ以上であることを特徴とする熱間加工用金型が開示されている。この特許文献１に記載のものは、ＣｒやＭｏなどが本発明と重複するが、鋼において最も重要な元素であるＣが０．４２％以上であり、０．２８≦Ｃ＜０．４２の本発明とは異なる。Ｃが増え過ぎると、５μｍ以上の粗大な炭化物が密集して生じ易く、金型として使用中にこの粗大な炭化物が破壊の起点となり易い。また、Ｃが増え過ぎると、金型の溶接補修時に割れが生じ易い。このような理由から、本発明ではＣを０．４２％未満に設定している。また、特許文献１の目的である「熱間加工時の塑性流動を抑制すること」は、本発明の目的である「焼入れ時のオーステナイト結晶粒を微細にすること」とは全く異質である。なぜなら、塑性流動は焼入れ時のオーステナイト結晶粒に影響されないからである。
【0010】
また下記特許文献２には、本発明と同様に焼き鈍し状態の組織が規定されているが、炭化物の面積率が１０．５％以上と高く、１０．５％未満である本発明とは異なる。先述の通り、Ｃ＜０．４２％の本発明では、炭化物を過度に生じさせず金型の破壊の起点を減らすと同時に溶接補修性を確保している。また、特許文献２では溶損性と耐ヒートチェック性を改善するとともに被削性を向上させているが、これは本発明の目的である「焼入れ時のオーステナイト結晶粒を微細にすること」とは全く異質である。なぜなら、溶損性と耐ヒートチェック性と被被削性は、焼入れ時のオーステナイト結晶粒に影響されないからである。マルテンサイト組織のヒートチェックの起点は旧オーステナイト粒界であるとの見解が根強いが、発生初期の亀裂の伝播経路を詳細に観察した結果、旧オーステナイト粒界における破壊ではないことが判明している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0011】
【文献】特開平６－１４５８８４号公報
【文献】特開２００３－２２６９３９号公報
【0012】
【文献】電気製鋼、第７６巻、第４号（２００５），２８７頁
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0013】
粗大なオーステナイト結晶粒の発生機構としては、メモリー効果が考えられる。焼鈍がＡｃ３変態点よりかなり低かった場合、この焼鈍材を焼入れ加熱すると、焼入れ時のオーステナイト粒界が焼鈍材のフェライト粒界と同じ位置にある、という一種の「粒界の記憶（メモリー）効果」である。
しかしメモリー効果は、焼鈍が（Ａｃ３変態点－２０℃）を超えれば発現せず、焼鈍された素材は焼入れ時に微細粒になるはずである。実際、図２の焼入れに用いた焼鈍材は、９００℃で球状化焼鈍（６００℃までを時速１５℃で冷却）されており、ＪＩＳ ＳＫＤ６１のＡｃ３変態点である８９０℃を越えて処理されていた。したがって、これ以上の対策を講じることは現状では難しい。
特に対策が難しいのは、図２のような粗大粒が「常に」および「金型の断面内の全部位に」発生する訳ではないことである。早期に割れた金型を調査すると、割れた部位付近のみに粗大粒部が観察され、他のほとんどの領域は微細粒組織ということもある。
このように、ダイカスト金型の焼入れ時のオーステナイト組織を安定して微細粒状態とし、それによって焼入れ焼戻し後の衝撃値を確保し、金型の使用中の割れを回避することは、従来十分には出来ていない。そして粗大粒による早期割れの問題は、特に大きな金型において顕在化している。
しかしメモリー効果は、焼鈍が（Ａｃ３変態点－２０℃）を超えれば発現せず、焼鈍された素材は焼入れ時に微細粒になるはずである。実際、図２の焼入れに用いた焼鈍材は、９００℃で球状化焼鈍（６００℃までを時速１５℃で冷却）されており、ＪＩＳ ＳＫＤ６１のＡｃ３変態点である８９０℃を越えて処理されていた。したがって、これ以上の対策を講じることは現状では難しい。
特に対策が難しいのは、図２のような粗大粒が「常に」および「金型の断面内の全部位に」発生する訳ではないことである。早期に割れた金型を調査すると、割れた部位付近のみに粗大粒部が観察され、他のほとんどの領域は微細粒組織ということもある。
このように、ダイカスト金型の焼入れ時のオーステナイト組織を安定して微細粒状態とし、それによって焼入れ焼戻し後の衝撃値を確保し、金型の使用中の割れを回避することは、従来十分には出来ていない。そして粗大粒による早期割れの問題は、特に大きな金型において顕在化している。
【0014】
本発明は以上のような事情を背景とし、焼入れ時に粗大なオーステナイト結晶粒を発生させないようにすることが可能な大断面の焼鈍鋼材及びその製造方法を提供することを目的としてなされたものである。
【課題を解決するための手段】
【0015】
而して請求項１は、焼鈍鋼材に関するもので、質量％で、０．２８≦Ｃ＜０．４２，０．０１≦Ｓｉ≦１．５０，０．２０≦Ｍｎ≦１．２０，４．８０≦Ｃｒ≦６．００，０．８０≦Ｍｏ≦３．２０，０．４０≦Ｖ≦１．２０，０．００２≦Ｎ≦０．０８０を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物の組成を有し、断面サイズが厚さ２００ｍｍ以上、且つ幅２５０ｍｍ以上であり、硬さが１００ＨＲＢ以下、組織中に観察される最大のフェライト結晶粒を真円に換算した場合の直径が１２０μｍ以下で、炭化物の面積率が３．０％以上、１０．５％未満で、炭化物の平均粒径が０．１８μｍ以上、０．２９μｍ以下であることを特徴とする。
【0016】
ここで、焼鈍鋼材とは焼鈍された状態の金属組織を有する鋼材である。またフェライト結晶粒とは、研磨した素材表面を酸によって腐食して金属組織を現出し、光学顕微鏡の５０～２００倍の倍率でそれを観察した際に、色調のコントラスト、明確な線状の結晶粒界、によって識別される結晶粒を指す。結晶粒のコントラストや結晶粒界が不明瞭な場合には、結晶方位の解析を行って結晶粒を識別する。この場合、隣接する結晶粒同士の方位差が角度１５°以上であるフェライト粒界を結晶粒界と扱う。
上記の手法でフェライト結晶粒界を明確にした焼鈍鋼材の組織を広い視野（鋼材の断面全体または断面の中の代表的な部位）で観察し、その中で最大のフェライト結晶粒を選ぶ。フェライト結晶粒は真円ではなく、多角形あるいは不定形をしている。選定した最大のフェライト結晶粒の面積を画像処理などで求め、そのフェライト結晶粒の面積と等しい面積を有する円の直径（真円相当径）を算出する。これが真円に換算した場合のフェライト結晶粒の直径である。
上記の手法でフェライト結晶粒界を明確にした焼鈍鋼材の組織を広い視野（鋼材の断面全体または断面の中の代表的な部位）で観察し、その中で最大のフェライト結晶粒を選ぶ。フェライト結晶粒は真円ではなく、多角形あるいは不定形をしている。選定した最大のフェライト結晶粒の面積を画像処理などで求め、そのフェライト結晶粒の面積と等しい面積を有する円の直径（真円相当径）を算出する。これが真円に換算した場合のフェライト結晶粒の直径である。
【0017】
また炭化物の面積率（％）とは、５０００倍で観察した複数視野の累計面積Ａ（４０００～５０００μｍ２）中に存在する炭化物の総面積ｓから、面積率（％）＝１００×ｓ／Ａで求めた値である。
【0018】
また炭化物の平均粒径（μｍ）とは、５０００倍で観察した複数視野の累計面積４０００～５０００μｍ２中に存在する炭化物の総面積ｓと炭化物の総数ｎから平均面積Ｃ＝ｓ／ｎを算出し、面積がＣの真円を想定した場合の真円の直径である。
【0019】
尚、通常、焼鈍鋼材において、下記に示す成分が下記範囲で不可避的不純物として含まれ得る。
Ｐ≦０．０５，Ｓ≦０．００８，Ｃｕ≦０．３０，Ｎｉ≦０．３０，Ａｌ≦０．１０，Ｏ≦０．０１，Ｗ≦０．３０，Ｃｏ≦０．３０，Ｎｂ≦０．００４，Ｔａ≦０．００４，Ｔｉ≦０．００４，Ｚｒ≦０．００４，Ｂ≦０．０００１，Ｃａ≦０．０００５，Ｓｅ≦０．０３，Ｔｅ≦０．００５，Ｂｉ≦０．０１，Ｐｂ≦０．０３，Ｍｇ≦０．０２，ＲＥＭ≦０．１０などである。
Ｐ≦０．０５，Ｓ≦０．００８，Ｃｕ≦０．３０，Ｎｉ≦０．３０，Ａｌ≦０．１０，Ｏ≦０．０１，Ｗ≦０．３０，Ｃｏ≦０．３０，Ｎｂ≦０．００４，Ｔａ≦０．００４，Ｔｉ≦０．００４，Ｚｒ≦０．００４，Ｂ≦０．０００１，Ｃａ≦０．０００５，Ｓｅ≦０．０３，Ｔｅ≦０．００５，Ｂｉ≦０．０１，Ｐｂ≦０．０３，Ｍｇ≦０．０２，ＲＥＭ≦０．１０などである。
【0020】
請求項２のものは、請求項１において、質量％で、０．３０＜Ｃｕ≦１．００，０．３０＜Ｎｉ≦１．５０の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする。
【0021】
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、質量％で、０．０００１＜Ｂ≦０．００５０を更に含有することを特徴とする。
【0022】
請求項４のものは、請求項１～３の何れかにおいて、質量％で、０．３０＜Ｗ≦５．００，０．３０＜Ｃｏ≦４．００の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする。
【0023】
請求項５のものは、請求項１～４の何れかにおいて、質量％で、０．００４＜Ｎｂ≦０．１００，０．００４＜Ｔａ≦０．１００，０．００４＜Ｔｉ≦０．１００，０．００４＜Ｚｒ≦０．１００の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする。
【0024】
請求項６のものは、請求項１～５の何れかにおいて、質量％で、０．１０＜Ａｌ≦１．５０を更に含有することを特徴とする。
【0025】
請求項７のものは、請求項１～６の何れかにおいて、質量％で、０．００８＜Ｓ≦０．２００，０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００，０．０３＜Ｓｅ≦０．５０，０．００５＜Ｔｅ≦０．１００，０．０１＜Ｂｉ≦０．５０，０．０３＜Ｐｂ≦０．５０，の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする。
【0026】
請求項８は、焼鈍鋼材の製造方法に関するもので、請求項１～７の何れかに記載の焼鈍鋼材を製造するに際して、鋼材を、Ａｃ３変態点－２０℃を超え、Ａｃ３変態点＋６０℃以下の温度に加熱する焼鈍を、該鋼材に対し複数回行うことを特徴とする。
【0027】
ダイカスト金型は、素材となる鋼材を切削加工して、それを焼入れ焼戻して作成される。金型が出来るまでの工程は、溶解・精錬→鋳造→均質化→熱間塑性加工→(中間熱処理)→焼鈍→切削加工→焼入れ→焼戻し、である。なお、中間熱処理は対象となる鋼材の大きさによって実施されない場合もある。
【0028】
本発明者らは、焼入れ時のオーステナイト結晶粒径に及ぼす「焼鈍前組織と焼鈍条件」の影響を調べ、粗大粒の発生を追跡したところ、
(1)焼鈍された鋼材に粗大粒があると、焼入れ時のオーステナイト組織を整細粒化できない、
(2)焼鈍前組織（熱間塑性加工後の組織）が粗大だと、焼鈍が１回では焼鈍された鋼材に粗大粒が発生する、
(3)上記の傾向は、焼鈍がＡｃ３変態点より低い場合に顕著である、ことを突き止めた。これらの知見を逆に利用し、焼入れ材の組織を安定して微細粒にすることに成功したのが本発明である。
すなわち、焼鈍前組織（熱間塑性加工後の組織）が粗大であっても、Ａｃ３変態点直下またはＡｃ３変態点超の温度領域での焼鈍を複数回繰り返すことによって、焼鈍された鋼材に観察される最大のフェライト結晶粒径を１２０μｍ（１つの結晶粒を真円に換算した場合の直径）以下とし，これによって焼入れ時に１００μｍを超えるオーステナイト結晶粒が発生しないようにするのである。
(1)焼鈍された鋼材に粗大粒があると、焼入れ時のオーステナイト組織を整細粒化できない、
(2)焼鈍前組織（熱間塑性加工後の組織）が粗大だと、焼鈍が１回では焼鈍された鋼材に粗大粒が発生する、
(3)上記の傾向は、焼鈍がＡｃ３変態点より低い場合に顕著である、ことを突き止めた。これらの知見を逆に利用し、焼入れ材の組織を安定して微細粒にすることに成功したのが本発明である。
すなわち、焼鈍前組織（熱間塑性加工後の組織）が粗大であっても、Ａｃ３変態点直下またはＡｃ３変態点超の温度領域での焼鈍を複数回繰り返すことによって、焼鈍された鋼材に観察される最大のフェライト結晶粒径を１２０μｍ（１つの結晶粒を真円に換算した場合の直径）以下とし，これによって焼入れ時に１００μｍを超えるオーステナイト結晶粒が発生しないようにするのである。
【0029】
本発明の組織の創製方法について説明する。図３は、ＪＩＳ ＳＫＤ６１の組織が、焼鈍と焼入れによって変化する様子を示した図である。図３（ａ）は焼鈍前の組織であり、熱間塑性加工を模擬した１２４０℃の加熱後に室温まで冷却し、引き続きＡｃ１変態点未満の６８０℃に加熱する中間熱処理が施されている。この状態の鋼材を、Ａｃ３変態点を越えた９００℃で１回焼鈍（９００℃から６００℃までを時速１５℃で冷却）したものが図３（ｂ）であり、フェライトの母相中に球状化した炭化物が分散した軟質な状態となっている。図３（ｂ）には、粗大な前組織（図３（ａ））の影響が明らかに残存しており、粒界付近には微細なフェライト結晶粒が点列状に存在し、粒界から粗大な粒内に向かって細長い粗大なフェライト結晶粒が伸びている様子が観察される。粗大なフェライト結晶粒は、その面積を画像処理で真円に換算すると直径が１２０μｍ超である。この焼鈍材を１０３０℃に加熱して１時間保持し、急冷でマルテンサイトにした焼入れ組織が図３（ｃ）である。図３（ｃ）の視野中央付近の実線四角部を拡大したのが図３（ｄ）である。図３（ｃ）の破線は旧オーステナイト結晶粒界である。すなわち図３（ｄ）は，旧オーステナイト結晶粒界の３重点を拡大して見ている。焼入れ組織の旧オーステナイト結晶粒界には微細粒が点在しており、その平均粒径（真円に換算した場合の直径）は３５μｍ以下と小さい。一方、粗大な旧オーステナイト結晶粒内にも微細粒が孤島のように点在している。１つの粗大粒から，粒界と粒内の微細粒を除いた領域の面積を真円に換算すると、粗大な旧オーステナイト結晶粒の直径は１００μｍを超えている。
【0030】
図４は，図３と同様の実験であるが、９００℃での焼鈍を３回繰り返した場合である。図４（ａ）は焼鈍前の組織であり、基本的には図３（ａ）と変わらない。この状態に対して、９００℃での焼鈍を３回繰り返したものが図４（ｂ）である。図４（ｂ）の組織は、図３（ｂ）とは明らかに異なり微細なフェライト結晶の整細粒組織であり、フェライト結晶の粒径は１００μｍ未満と小さい。このような微細なフェライト結晶組織を備えた焼鈍鋼材を１０３０℃に加熱して１時間保持し、急冷でマルテンサイトにした焼入れ組織が図４（ｃ），（ｄ）である。その焼入れ組織は図３（ｃ），（ｄ）の場合と異なり、整細粒組織である。平均粒径は３５μｍ以下と小さく、粗大粒は混入していない。このように図４（ｃ），（ｄ）は、焼入れ組織として極めて望ましい状態となっている。
【0031】
図５も、図４と同様の実験であるが、８６０℃での焼鈍を３回繰り返した場合である。図５（ａ）は焼鈍前の組織であり、基本的には図３（ａ）や図４（ａ）と変わらない。この状態に対して、８６０℃での焼鈍を３回繰り返したものが図５（ｂ）であるが，焼鈍前の図５（ａ）とほとんど変わっていない。この焼鈍組織は、図３（ｂ）や図４（ｂ）とは全く異なり、母相がフェライトというよりも高温で焼戻したマルテンサイトやベイナイトのような印象を受ける。このように粗大な焼鈍鋼材を１０３０℃に加熱して１時間保持し、急冷でマルテンサイトにした焼入れ組織が図５（ｃ），（ｄ）である。図５（ｃ）の視野中央付近の実線四角部を拡大したのが図５（ｄ）である。なお、図５（ｃ）の破線は旧オーステナイト結晶粒界である。すなわち図５（ｄ）は、旧オーステナイト結晶粒界の３重点を拡大して見ている。焼入れ組織の旧オーステナイト結晶粒界には微細粒が点在しており、その平均粒径は３５μｍ以下と小さい。一方、粗大な旧オーステナイト結晶粒内にも微細粒が孤島のように点在している。１つの粗大粒から、粒界と粒内の微細粒を除いた領域の面積を真円に換算すると、その直径は１００μｍを超えている。むしろ、焼鈍前の非常に大きな粒径とほとんど変わらない。
【0032】
以上のように、焼鈍前組織（熱間塑性加工後の組織）が粗大であっても、Ａｃ３変態点直下またはＡｃ３変態点超の温度領域での焼鈍を複数回繰り返すことによって、焼鈍された鋼材に観察される最大のフェライト結晶粒径を１２０μｍ以下とすれば、焼入れ時に１００μｍを超える粗大なオーステナイト結晶粒が発生しないようにすることができる。
【0033】
なお、上述の図２～５の焼入れ組織にて観察された（粗大な結晶粒を囲むように点在する）微細粒のサイズは３５μｍ以下であったが、この微細粒のサイズは焼鈍組織の状態や焼入れ条件によって異なり、「３５μｍ以下」はあくまで一例である。微細粒のサイズは５５μｍ以下や７５μｍ以下であっても良い。金型等で求められる衝撃値を確保するためには、焼入れ組織にて観察される粗大な結晶粒が１００μｍを超えないことが重要である。
【0034】
また，粗大粒が「常に」および「金型の断面内の全部位に」発生する訳ではないこと，についても確度の高い推論が可能となった。具体的には，焼入れ時に粗大粒が発生する箇所は「熱間塑性加工時の粗大粒部」である。該当する箇所は２つあり、１つは大断面材の中心付近、もう１つは素材表面側のデッドメタルゾーン（工具との接触で温度が下がり，摩擦係数の高さとの重畳で変形が非常に小さくなる部位）である。特に、デッドメタルゾーンは素材のどこに発生するか予測が難しい。このため、焼入れ時の粗大粒部もどこに発生するかの予測が難しい。また、大断面の素材から一部を切出して金型を作成する場合も多く、この時にたまたまデッドメタルゾーンや素材中心付近を引き当ててしまうと、焼入れ時に粗大粒が発生するものと思われる。
【0035】
このような組織の不均質性が熱間塑性加工材に不可避で存在する以上、Ａｃ３変態点付近での焼鈍を複数回繰り返すことが焼入れ時に安定して微細粒組織を得る必須要件である。
焼鈍温度は、Ａｃ３変態点－２０℃＜焼鈍温度≦Ａｃ３変態点＋６０℃とする。焼鈍温度が過度に低いと，図５に示した現象が発現し易くなる。焼鈍温度が過度に高いと、未固溶炭化物（炭化物が球状化する際の核になる未固溶炭化物）が減少して軟質化が困難になり、所定温度（例えば６００℃）への冷却速度を非常に小さくしなければならず、非効率的である。ＪＩＳ ＳＫＤ６１の場合、焼鈍温度は８８０～９３０℃が望ましい。ＪＩＳ ＳＫＤ６１よりも低Ｓｉや高Ｍｎの鋼はＡｃ３変態点が低くなるため、このような鋼の望ましい焼鈍温度は８３０～９１０℃となる。なお、本発明で扱うＡｃ３変態点は１００～２００℃／Ｈｒの速度で加熱した場合の値を指す。
焼鈍温度は、Ａｃ３変態点－２０℃＜焼鈍温度≦Ａｃ３変態点＋６０℃とする。焼鈍温度が過度に低いと，図５に示した現象が発現し易くなる。焼鈍温度が過度に高いと、未固溶炭化物（炭化物が球状化する際の核になる未固溶炭化物）が減少して軟質化が困難になり、所定温度（例えば６００℃）への冷却速度を非常に小さくしなければならず、非効率的である。ＪＩＳ ＳＫＤ６１の場合、焼鈍温度は８８０～９３０℃が望ましい。ＪＩＳ ＳＫＤ６１よりも低Ｓｉや高Ｍｎの鋼はＡｃ３変態点が低くなるため、このような鋼の望ましい焼鈍温度は８３０～９１０℃となる。なお、本発明で扱うＡｃ３変態点は１００～２００℃／Ｈｒの速度で加熱した場合の値を指す。
【0036】
また、本発明の請求項１～７の何れかに記載の焼鈍鋼材を製造するに際しては、この温度域における焼鈍は２～５回を推奨する。初期組織が粗大であるほど、焼鈍の回数を増やす必要がある。焼鈍回数が過度に少ないと、図３に示した現象が発現し易くなる。焼鈍回数が過度に多いと、細粒化の効果が飽和する一方、処理コストの増加を招くのみである。
焼鈍前の組織状態によっては、焼鈍が２回でも充分な効果（焼入れ時に１００μｍを超える粗大なオーステナイト結晶粒が発生しないこと）を得られるが、効果を安定的に発現させるための好ましい焼鈍回数は３回以上である。
焼鈍前の組織状態によっては、焼鈍が２回でも充分な効果（焼入れ時に１００μｍを超える粗大なオーステナイト結晶粒が発生しないこと）を得られるが、効果を安定的に発現させるための好ましい焼鈍回数は３回以上である。
【0037】
以上の本発明の焼鈍鋼材は、上記ダイカスト用の金型のほか、プラスチックの射出成形、ゴムの成形や加工、ＣＦＲＰの成形、各種の鋳造、温間鍛造あるいは熱間鍛造、ホットスタンプ等の金型や部品に好適な成分系の鋼材が該当する。
【0038】
次に本発明における各化学成分の限定理由等を以下に説明する。
「請求項１の化学成分について」
０．２８≦Ｃ＜０．４２
Ｃ＜０．２８では、焼入れ速度が小さく、かつ焼戻し温度が高い場合に金型として必要な硬度を安定して得にくい。Ｃ＜０．２８では、焼入れ時のオーステナイト粒界をピン止めする未固溶ＶＣが過少になり、オーステナイト結晶粒を微細に維持できない。
０．４２≦Ｃでは粗大な炭化物が増加し，それが亀裂の起点となるため衝撃値が低下する。また、０．４２≦Ｃでは溶接性が低下する。好適な範囲は、諸特性のバランスに優れた０．２９≦Ｃ≦０．４１、更に好ましくは０．３０≦Ｃ≦０．４０である。
「請求項１の化学成分について」
０．２８≦Ｃ＜０．４２
Ｃ＜０．２８では、焼入れ速度が小さく、かつ焼戻し温度が高い場合に金型として必要な硬度を安定して得にくい。Ｃ＜０．２８では、焼入れ時のオーステナイト粒界をピン止めする未固溶ＶＣが過少になり、オーステナイト結晶粒を微細に維持できない。
０．４２≦Ｃでは粗大な炭化物が増加し，それが亀裂の起点となるため衝撃値が低下する。また、０．４２≦Ｃでは溶接性が低下する。好適な範囲は、諸特性のバランスに優れた０．２９≦Ｃ≦０．４１、更に好ましくは０．３０≦Ｃ≦０．４０である。
【0039】
０．０１≦Ｓｉ≦１．５０
Ｓｉ＜０．０１では、機械加工時の被削性が著しく劣化する。１．５０＜Ｓｉでは、熱伝導率の低下が大きい。１．５０＜Ｓｉでは、Ａｃ３変態点が高くなり過ぎ、焼鈍の加熱温度も高くせざるを得ず、焼鈍温度への加熱や終止温度への冷却に時間がかかって生産効率が低下する。１．５０＜Ｓｉでは、炭化物が大きくなり過ぎ、焼入れ時のオーステナイトの粒成長を抑制する効果が不十分となる。好適な範囲は、諸特性のバランスに優れた０．０２≦Ｓｉ≦１．３５、更に好ましくは０．０３≦Ｓｉ≦１．２０である。
Ｓｉ＜０．０１では、機械加工時の被削性が著しく劣化する。１．５０＜Ｓｉでは、熱伝導率の低下が大きい。１．５０＜Ｓｉでは、Ａｃ３変態点が高くなり過ぎ、焼鈍の加熱温度も高くせざるを得ず、焼鈍温度への加熱や終止温度への冷却に時間がかかって生産効率が低下する。１．５０＜Ｓｉでは、炭化物が大きくなり過ぎ、焼入れ時のオーステナイトの粒成長を抑制する効果が不十分となる。好適な範囲は、諸特性のバランスに優れた０．０２≦Ｓｉ≦１．３５、更に好ましくは０．０３≦Ｓｉ≦１．２０である。
【0040】
Ｓｉが増加すると、焼鈍鋼材の炭化物が大きくなる。この様子を図６に示す。
素材の主成分は、０．３８Ｃ－０．４５Ｍｎ－５．２０Ｃｒ－１．１９Ｍｏ－０．９１Ｖ－０．０２０Ｎであり、この基本成分に対してＳｉを変化させた。素材は室温から９１５℃への加熱後に６００℃までを時速１５℃で冷却する焼鈍を受けている。この焼鈍組織に均一分散する球状炭化物の平均サイズを画像処理で求め、Ｓｉ量に対して示したものが図６である。これらの炭化物は焼入れ時に一部が未固溶炭化物として残存し、その分散によってオーステナイト結晶粒の粒成長を抑制する。
粒成長の抑制効果には、炭化物サイズの影響が大きい。炭化物の面積率が同じ場合、小さな炭化物の方がオーステナイトの粒成長を抑制する効果が強い。従ってＳｉが過度で炭化物が大きくなり過ぎた場合には、焼入れ時のオーステナイトの粒成長を抑制し切れなくなる。このためＳｉの上限規定は重要となる。
素材の主成分は、０．３８Ｃ－０．４５Ｍｎ－５．２０Ｃｒ－１．１９Ｍｏ－０．９１Ｖ－０．０２０Ｎであり、この基本成分に対してＳｉを変化させた。素材は室温から９１５℃への加熱後に６００℃までを時速１５℃で冷却する焼鈍を受けている。この焼鈍組織に均一分散する球状炭化物の平均サイズを画像処理で求め、Ｓｉ量に対して示したものが図６である。これらの炭化物は焼入れ時に一部が未固溶炭化物として残存し、その分散によってオーステナイト結晶粒の粒成長を抑制する。
粒成長の抑制効果には、炭化物サイズの影響が大きい。炭化物の面積率が同じ場合、小さな炭化物の方がオーステナイトの粒成長を抑制する効果が強い。従ってＳｉが過度で炭化物が大きくなり過ぎた場合には、焼入れ時のオーステナイトの粒成長を抑制し切れなくなる。このためＳｉの上限規定は重要となる。
【0041】
０．２０≦Ｍｎ≦１．２０
Ｍｎ＜０．２０では焼入れ性が不足し、ベイナイトの混入による衝撃値の低下を招く。１．２０＜Ｍｎでは焼鈍性が非常に劣化し、軟質化させる熱処理が複雑かつ長時間となって製造コストを増加させる。また、１．２０＜Ｍｎでは熱伝導率の低下も大きい。好適な範囲は、諸特性のバランスに優れた０．２５≦Ｍｎ≦１．１０、更に好ましくは０．３５≦Ｍｎ≦１．００である。
Ｍｎ＜０．２０では焼入れ性が不足し、ベイナイトの混入による衝撃値の低下を招く。１．２０＜Ｍｎでは焼鈍性が非常に劣化し、軟質化させる熱処理が複雑かつ長時間となって製造コストを増加させる。また、１．２０＜Ｍｎでは熱伝導率の低下も大きい。好適な範囲は、諸特性のバランスに優れた０．２５≦Ｍｎ≦１．１０、更に好ましくは０．３５≦Ｍｎ≦１．００である。
【0042】
４．８０≦Ｃｒ≦６．００
Ｃｒ＜４．８０では、焼入れ性と耐食性が不足する。ダイカストや熱間鍛造の大きな金型では、焼入れ速度が小さくなる金型の内部まで完全に焼きを入れ（マルテンサイト単相化し）、高衝撃値を確保しなければならないが、この必達要件を、焼入れ性が不足するＣｒ＜４．８０では満たせない。また、Ｃｒ＜４．８０では焼鈍性が非常に劣化し、ダイカストや熱間鍛造の金型用素材として求められる良好な焼鈍性が得られない。
一方、６．００＜Ｃｒでは、軟化抵抗と熱伝導率の低下が大きい。ダイカストや熱間鍛造の金型では、高温の被加工材と接触して加熱されても強度が低下しないよう高い軟化抵抗が必須となるが、この必達要件を６．００＜Ｃｒでは満たせない。また、金型の熱疲労軽減のために要求される高熱伝導率も６．００＜Ｃｒでは満たせない。
Ｃｒの請求範囲は１～８％と広い特許が一般的であるが、上記の理由から、金型の実際の使用状況に則した４．８０≦Ｃｒ≦６．００の狭い範囲を本発明では規定する。好適な範囲は、諸特性のバランスに優れた４．９０≦Ｃｒ≦５．９０、更に好ましくは５．００≦Ｃｒ≦５．８５である。
Ｃｒ＜４．８０では、焼入れ性と耐食性が不足する。ダイカストや熱間鍛造の大きな金型では、焼入れ速度が小さくなる金型の内部まで完全に焼きを入れ（マルテンサイト単相化し）、高衝撃値を確保しなければならないが、この必達要件を、焼入れ性が不足するＣｒ＜４．８０では満たせない。また、Ｃｒ＜４．８０では焼鈍性が非常に劣化し、ダイカストや熱間鍛造の金型用素材として求められる良好な焼鈍性が得られない。
一方、６．００＜Ｃｒでは、軟化抵抗と熱伝導率の低下が大きい。ダイカストや熱間鍛造の金型では、高温の被加工材と接触して加熱されても強度が低下しないよう高い軟化抵抗が必須となるが、この必達要件を６．００＜Ｃｒでは満たせない。また、金型の熱疲労軽減のために要求される高熱伝導率も６．００＜Ｃｒでは満たせない。
Ｃｒの請求範囲は１～８％と広い特許が一般的であるが、上記の理由から、金型の実際の使用状況に則した４．８０≦Ｃｒ≦６．００の狭い範囲を本発明では規定する。好適な範囲は、諸特性のバランスに優れた４．９０≦Ｃｒ≦５．９０、更に好ましくは５．００≦Ｃｒ≦５．８５である。
【0043】
０．８０≦Ｍｏ≦３．２０
Ｍｏ＜０．８０では２次硬化の寄与が小さく、焼戻し温度が高い場合に高硬度を安定して得ることが困難となる。３．２０＜Ｍｏでは焼鈍性が著しく悪くなる。また、３．２０＜Ｍｏでは破壊靭性の低下が顕著で、金型の割れが懸念される。３．２０＜Ｍｏでは素材コストの上昇も著しい。３．２０＜ＭｏではＡｃ３変態点が高くなり過ぎ、焼鈍の加熱温度も高くせざるを得ず、焼鈍温度への加熱や終止温度への冷却に時間がかかって生産効率が低下する。好適な範囲は，諸特性のバランスに優れた０．９０≦Ｍｏ≦３．１５、更に好ましくは１．００≦Ｍｏ≦３．１０である。
Ｍｏ＜０．８０では２次硬化の寄与が小さく、焼戻し温度が高い場合に高硬度を安定して得ることが困難となる。３．２０＜Ｍｏでは焼鈍性が著しく悪くなる。また、３．２０＜Ｍｏでは破壊靭性の低下が顕著で、金型の割れが懸念される。３．２０＜Ｍｏでは素材コストの上昇も著しい。３．２０＜ＭｏではＡｃ３変態点が高くなり過ぎ、焼鈍の加熱温度も高くせざるを得ず、焼鈍温度への加熱や終止温度への冷却に時間がかかって生産効率が低下する。好適な範囲は，諸特性のバランスに優れた０．９０≦Ｍｏ≦３．１５、更に好ましくは１．００≦Ｍｏ≦３．１０である。
【0044】
Ｍｏが増加すると、焼鈍材の炭化物が増加する。この様子を図７に示す。素材の主成分は、０．３８Ｃ－０．９５Ｓｉ－０．４６Ｍｎ－５．２２Ｃｒ－０．９２Ｖ－０．０１９Ｎであり、この基本成分に対してＭｏを変化させた。素材は室温から９１５℃への加熱後に６００℃までを時速１５℃で冷却する焼鈍を受けている。この焼鈍組織に均一分散する球状炭化物の面積率を画像処理で求め、Ｍｏ量に対して示したものが図７である。これらの炭化物は焼入れ時に一部が未固溶炭化物として残存し、その分散によってオーステナイト結晶粒の粒成長を抑制する。
粒成長の抑制効果には、炭化物の面積率の影響が大きい。炭化物のサイズが同じ場合、面積率の大きい方がオーステナイトの粒成長を抑制する効果が強い。従って微細粒維持の観点からＭｏは多い方が好ましい。一方、炭化物の面積率を大きくするような成分系にすると、５μｍ以上の粗大な炭化物が凝固時に晶出しやすくなり、これが衝撃値を著しく低下させる。微細粒維持と粗大炭化物回避のためにＭｏの上限規定は重要となる。
粒成長の抑制効果には、炭化物の面積率の影響が大きい。炭化物のサイズが同じ場合、面積率の大きい方がオーステナイトの粒成長を抑制する効果が強い。従って微細粒維持の観点からＭｏは多い方が好ましい。一方、炭化物の面積率を大きくするような成分系にすると、５μｍ以上の粗大な炭化物が凝固時に晶出しやすくなり、これが衝撃値を著しく低下させる。微細粒維持と粗大炭化物回避のためにＭｏの上限規定は重要となる。
【0045】
０．４０≦Ｖ≦１．２０
Ｖ＜０．４０では焼入れ時のＶＣが少なくなるため、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する効果に乏しい。１．２０＜Ｖでは微細結晶粒を維持する効果が飽和するだけでなくコスト増を招く。また、１．２０＜Ｖでは５μｍ以上の粗大な晶出炭化物（凝固時に析出するもの）が増加し、それが亀裂の起点となるため衝撃値が低下する。好適な範囲は、諸特性のバランスに優れた０．４４≦Ｖ≦１．１５、更に好ましくは０．４８≦Ｖ≦１．１０である。
Ｖ＜０．４０では焼入れ時のＶＣが少なくなるため、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する効果に乏しい。１．２０＜Ｖでは微細結晶粒を維持する効果が飽和するだけでなくコスト増を招く。また、１．２０＜Ｖでは５μｍ以上の粗大な晶出炭化物（凝固時に析出するもの）が増加し、それが亀裂の起点となるため衝撃値が低下する。好適な範囲は、諸特性のバランスに優れた０．４４≦Ｖ≦１．１５、更に好ましくは０．４８≦Ｖ≦１．１０である。
【0046】
０．００２≦Ｎ≦０．０８０
Ｎ＜０．００２では、焼入れ時のＶＣが少なくなるため、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する効果に乏しい。焼入れ時の未固溶ＶＣ量に及ぼすＮの影響は、ＣやＭｏやＶと同様に大きく、焼入れ時のオーステナイト粒径を考える場合にＮは無視できない重要な要素である。
一方、０．０８０＜ＮではＮ添加に要する精錬の時間とコストが増加し、素材コストの上昇を招く。さらに、０．０８０＜Ｎでは粗大な窒化物が増加し、それが亀裂の起点となるため靭性が低下する。好適な範囲は、諸特性のバランスに優れた０．００５≦Ｎ≦０．０６０、更に好ましくは０．００８≦Ｎ≦０．０４５である。
Ｎ＜０．００２では、焼入れ時のＶＣが少なくなるため、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する効果に乏しい。焼入れ時の未固溶ＶＣ量に及ぼすＮの影響は、ＣやＭｏやＶと同様に大きく、焼入れ時のオーステナイト粒径を考える場合にＮは無視できない重要な要素である。
一方、０．０８０＜ＮではＮ添加に要する精錬の時間とコストが増加し、素材コストの上昇を招く。さらに、０．０８０＜Ｎでは粗大な窒化物が増加し、それが亀裂の起点となるため靭性が低下する。好適な範囲は、諸特性のバランスに優れた０．００５≦Ｎ≦０．０６０、更に好ましくは０．００８≦Ｎ≦０．０４５である。
【0047】
断面サイズ：厚さ２００ｍｍ以上、且つ幅２５０ｍｍ以上
本発明の焼鈍鋼材は、大きな金型を対象とするため断面サイズが大きい。本発明の特徴の１つは、断面サイズが大きくても真円相当径で１２０μｍを超える粗大なフェライト結晶粒が存在しないことである。
図８は、焼鈍鋼材の最大フェライト結晶粒径に及ぼす焼鈍鋼材の厚さの影響を示している。この焼鈍鋼材は、本発明の請求項８とは異なる通常の工程で製造した。同図によればフェライト結晶粒径には鋼材の幅Ｗも影響するが、鋼材の厚さＨの影響が大きい。大きな金型を作るには、厚さＨ２００ｍｍ以上、且つ幅Ｗ２５０ｍｍ以上が必要であるが、この領域においては最大のフェライト結晶粒径が１２０μｍを超えてしまう。図９はその一例を示したもので、厚さＨおよび幅Ｗがともに５００ｍｍの焼鈍鋼材での組織を示す。なおこの鋼材の成分は、０．３４Ｃ－０．０９Ｓｉ－１．０４Ｍｎ－５．１１Ｃｒ－１．８３Ｍｏ－０．５２Ｖ－０．０１５Ｎである。
本発明の焼鈍鋼材は、大きな金型を対象とするため断面サイズが大きい。本発明の特徴の１つは、断面サイズが大きくても真円相当径で１２０μｍを超える粗大なフェライト結晶粒が存在しないことである。
図８は、焼鈍鋼材の最大フェライト結晶粒径に及ぼす焼鈍鋼材の厚さの影響を示している。この焼鈍鋼材は、本発明の請求項８とは異なる通常の工程で製造した。同図によればフェライト結晶粒径には鋼材の幅Ｗも影響するが、鋼材の厚さＨの影響が大きい。大きな金型を作るには、厚さＨ２００ｍｍ以上、且つ幅Ｗ２５０ｍｍ以上が必要であるが、この領域においては最大のフェライト結晶粒径が１２０μｍを超えてしまう。図９はその一例を示したもので、厚さＨおよび幅Ｗがともに５００ｍｍの焼鈍鋼材での組織を示す。なおこの鋼材の成分は、０．３４Ｃ－０．０９Ｓｉ－１．０４Ｍｎ－５．１１Ｃｒ－１．８３Ｍｏ－０．５２Ｖ－０．０１５Ｎである。
【0048】
本発明では、厚さ２００ｍｍ以上、且つ幅２５０ｍｍ以上の断面サイズの焼鈍鋼材において、最大のフェライト結晶粒径を１２０μｍ以下とすることで、従来では達成できなかった上記課題（焼入れ時にオーステナイト結晶粒が粗大化する問題）を解決する。
なお、「厚さ」及び「幅」の方向は、素材を熱間で塑性加工した際に最終的に長さが伸びた方向（いわゆる、ファイバー方向）に対して直交する方向をいう。そして、２つの方向のうち小さい方を「厚さ」、大きい方を「幅」として扱う。非常に大きな素材あるいは長い素材から切り出され、ファイバー方向が不明な場合であっても、ファイバー方向は組織から判定できる。具体的には、偏析の向き、介在物の分布、介在物の伸長方向などを評価すれば良い。
なお、「厚さ」及び「幅」の方向は、素材を熱間で塑性加工した際に最終的に長さが伸びた方向（いわゆる、ファイバー方向）に対して直交する方向をいう。そして、２つの方向のうち小さい方を「厚さ」、大きい方を「幅」として扱う。非常に大きな素材あるいは長い素材から切り出され、ファイバー方向が不明な場合であっても、ファイバー方向は組織から判定できる。具体的には、偏析の向き、介在物の分布、介在物の伸長方向などを評価すれば良い。
【0049】
硬さ：１００ＨＲＢ以下
本発明の焼鈍鋼材は、その後、機械加工が施されるため、機械加工が可能な状態にまで軟質化されていることが要求される。そこで本発明は、硬さを１００ＨＲＢ以下とする。
本発明の焼鈍鋼材は、その後、機械加工が施されるため、機械加工が可能な状態にまで軟質化されていることが要求される。そこで本発明は、硬さを１００ＨＲＢ以下とする。
【0050】
炭化物の面積率：３．０％以上、１０．５％未満、
炭化物の平均粒径：０．１８μｍ以上、０．２９μｍ以下
上記したように、炭化物は焼入れ時にその一部が未固溶炭化物として残存し、その分散によってオーステナイト結晶粒の粒成長を抑制する。このような効果を得るため焼鈍組織における炭化物の平均粒径は０．１８μｍ以上とする。一方、粗大な炭化物は衝撃値を低下させる要因となることからその上限を０．２９μｍとする。炭化物の平均粒径の好ましい範囲は、０．１８５μｍ以上、０．２８０μｍ以下である。
また、炭化物の面積率は大きい方が粒成長抑制効果は大きいものの、炭化物の面積率が過度に大きくなると粗大な炭化物が生じ易くなり、衝撃値を低下させる要因となることから炭化物の面積率は３．０％以上、１０．５％未満とする。炭化物の面積率の好ましい範囲は、３．２％以上、１０．０％以下である。
炭化物の平均粒径：０．１８μｍ以上、０．２９μｍ以下
上記したように、炭化物は焼入れ時にその一部が未固溶炭化物として残存し、その分散によってオーステナイト結晶粒の粒成長を抑制する。このような効果を得るため焼鈍組織における炭化物の平均粒径は０．１８μｍ以上とする。一方、粗大な炭化物は衝撃値を低下させる要因となることからその上限を０．２９μｍとする。炭化物の平均粒径の好ましい範囲は、０．１８５μｍ以上、０．２８０μｍ以下である。
また、炭化物の面積率は大きい方が粒成長抑制効果は大きいものの、炭化物の面積率が過度に大きくなると粗大な炭化物が生じ易くなり、衝撃値を低下させる要因となることから炭化物の面積率は３．０％以上、１０．５％未満とする。炭化物の面積率の好ましい範囲は、３．２％以上、１０．０％以下である。
【0051】
「請求項２の化学成分について」
焼入れ性を向上させるため、質量％で、
０．３０＜Ｃｕ≦１．００
０．３０＜Ｎｉ≦１．５０
の少なくとも１元素を含有させる。これらの元素が過度に多いと，焼鈍性が劣化し熱伝導率も低下する。また、Ｃｕが１．００％超では、熱間塑性加工での割れが問題になる。
焼入れ性を向上させるため、質量％で、
０．３０＜Ｃｕ≦１．００
０．３０＜Ｎｉ≦１．５０
の少なくとも１元素を含有させる。これらの元素が過度に多いと，焼鈍性が劣化し熱伝導率も低下する。また、Ｃｕが１．００％超では、熱間塑性加工での割れが問題になる。
【0052】
「請求項３の化学成分について」
焼入れ性の改善策として、Ｂの添加も有効である。具体的には、
０．０００１＜Ｂ≦０．００５０
を含有させる。
ＢはＢＮを形成すると焼入れ性の向上効果が無くなるため、鋼中にＢ単独で存在させる必要がある。具体的には、ＢよりもＮとの親和力が強い元素で窒化物を形成させ、ＢとＮを結合させなければ良い。そのような元素の例としては、請求項５に掲げる元素が挙げられる。請求項５の元素は不純物レベルで存在してもＮを固定する効果はあるが、Ｎ量によっては請求項５に規定する範囲で添加する場合もある。Ｂが鋼中のＮと結合してＢＮが形成されても、余剰のＢが鋼中に単独で存在すればそれが焼入れ性を高める。
Ｂはまた被削性の改善にも有効である。被削性を改善する場合にはＢＮを形成させれば良い。ＢＮは性質が黒鉛に類似しており、切削抵抗を下げると同時に切屑破砕性を改善する。尚、鋼中にＢとＢＮがある場合には焼入れ性と被削性が同時に改善される。
焼入れ性の改善策として、Ｂの添加も有効である。具体的には、
０．０００１＜Ｂ≦０．００５０
を含有させる。
ＢはＢＮを形成すると焼入れ性の向上効果が無くなるため、鋼中にＢ単独で存在させる必要がある。具体的には、ＢよりもＮとの親和力が強い元素で窒化物を形成させ、ＢとＮを結合させなければ良い。そのような元素の例としては、請求項５に掲げる元素が挙げられる。請求項５の元素は不純物レベルで存在してもＮを固定する効果はあるが、Ｎ量によっては請求項５に規定する範囲で添加する場合もある。Ｂが鋼中のＮと結合してＢＮが形成されても、余剰のＢが鋼中に単独で存在すればそれが焼入れ性を高める。
Ｂはまた被削性の改善にも有効である。被削性を改善する場合にはＢＮを形成させれば良い。ＢＮは性質が黒鉛に類似しており、切削抵抗を下げると同時に切屑破砕性を改善する。尚、鋼中にＢとＢＮがある場合には焼入れ性と被削性が同時に改善される。
【0053】
「請求項４の化学成分について」
Ｃを増すことなく、ＷやＣｏを選択的に添加して強度確保を図ることが出来る。Ｗは，炭化物の析出によって強度を上げる。Ｃｏは，母材への固溶によって強度を上げると同時に、炭化物形態の変化を介して析出硬化にも寄与する。具体的には、
０．３０＜Ｗ≦５．００
０．３０＜Ｃｏ≦４．００
の少なくとも１種（１元素）を含有させれば良い。
いずれの元素も、所定量を越えると特性の飽和と著しいコスト増を招く。
Ｃを増すことなく、ＷやＣｏを選択的に添加して強度確保を図ることが出来る。Ｗは，炭化物の析出によって強度を上げる。Ｃｏは，母材への固溶によって強度を上げると同時に、炭化物形態の変化を介して析出硬化にも寄与する。具体的には、
０．３０＜Ｗ≦５．００
０．３０＜Ｃｏ≦４．００
の少なくとも１種（１元素）を含有させれば良い。
いずれの元素も、所定量を越えると特性の飽和と著しいコスト増を招く。
【0054】
「請求項５の化学成分について」
予期せぬ設備トラブルなどによって、焼入れ加熱温度が高くなったり焼入れ加熱時間が長くなれば、結晶粒の粗大化による各種特性の劣化が懸念される。そのような場合に備え、Ｎｂ－Ｔａ－Ｔｉ－Ｚｒを選択的に添加し、これらの元素が形成する微細な析出物でオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することが出来る。具体的には、
０．００４＜Ｎｂ≦０．１００
０．００４＜Ｔａ≦０．１００
０．００４＜Ｔｉ≦０．１００
０．００４＜Ｚｒ≦０．１００
の少なくとも１種を含有させれば良い。
いずれの元素も、所定量を越えると炭化物や窒化物や酸化物が過度に生成し、衝撃値や鏡面研磨性の低下を招く。
予期せぬ設備トラブルなどによって、焼入れ加熱温度が高くなったり焼入れ加熱時間が長くなれば、結晶粒の粗大化による各種特性の劣化が懸念される。そのような場合に備え、Ｎｂ－Ｔａ－Ｔｉ－Ｚｒを選択的に添加し、これらの元素が形成する微細な析出物でオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することが出来る。具体的には、
０．００４＜Ｎｂ≦０．１００
０．００４＜Ｔａ≦０．１００
０．００４＜Ｔｉ≦０．１００
０．００４＜Ｚｒ≦０．１００
の少なくとも１種を含有させれば良い。
いずれの元素も、所定量を越えると炭化物や窒化物や酸化物が過度に生成し、衝撃値や鏡面研磨性の低下を招く。
【0055】
「請求項６の化学成分について」
オーステナイト結晶粒の成長を抑制するために、Ｎと結合してＡｌＮを形成するＡｌを添加しても良い。また、ＡｌはＮとの親和力が高く、鋼中へのＮの侵入を加速する。このためＡｌを含有する鋼材を窒化処理すると、表面硬さが高くなりやすい。より高い耐摩耗性を求めて窒化処理をする金型には、Ａｌを含む鋼材を使う事が有効である。具体的には、
０．１０＜Ａｌ≦１．５０
を含有させることが出来る。
但し、Ａｌが所定量を超えると、熱伝導率や靭性の低下を招く。
オーステナイト結晶粒の成長を抑制するために、Ｎと結合してＡｌＮを形成するＡｌを添加しても良い。また、ＡｌはＮとの親和力が高く、鋼中へのＮの侵入を加速する。このためＡｌを含有する鋼材を窒化処理すると、表面硬さが高くなりやすい。より高い耐摩耗性を求めて窒化処理をする金型には、Ａｌを含む鋼材を使う事が有効である。具体的には、
０．１０＜Ａｌ≦１．５０
を含有させることが出来る。
但し、Ａｌが所定量を超えると、熱伝導率や靭性の低下を招く。
【0056】
「請求項７の化学成分について」
ダイカスト金型は非常に複雑な形状をしているため、被削性の良さが求められる。本発明鋼のＳｉ量のレベルでも実用的な被削性は有しているが、更なる被削性の向上のために快削元素を添加しても良い。具体的には、
０．００８＜Ｓ≦０．２００
０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００
０．０３＜Ｓｅ≦０．５０
０．００５＜Ｔｅ≦０．１００
０．０１＜Ｂｉ≦０．５０
０．０３＜Ｐｂ≦０．５０
の少なくとも１種を含有させれば良い。
いずれの元素も、所定量を越えた場合は被削性の飽和と熱間加工性の劣化、衝撃値や鏡面研磨性の低下を招く。
ダイカスト金型は非常に複雑な形状をしているため、被削性の良さが求められる。本発明鋼のＳｉ量のレベルでも実用的な被削性は有しているが、更なる被削性の向上のために快削元素を添加しても良い。具体的には、
０．００８＜Ｓ≦０．２００
０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００
０．０３＜Ｓｅ≦０．５０
０．００５＜Ｔｅ≦０．１００
０．０１＜Ｂｉ≦０．５０
０．０３＜Ｐｂ≦０．５０
の少なくとも１種を含有させれば良い。
いずれの元素も、所定量を越えた場合は被削性の飽和と熱間加工性の劣化、衝撃値や鏡面研磨性の低下を招く。
【発明の効果】
【0057】
以上のような本発明によれば、焼入れ時に粗大なオーステナイト結晶粒を発生させないようにすることが可能な大断面の焼鈍鋼材及びその製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【0058】
【図1】衝撃値とオーステナイト結晶粒径との関係を示した図である。
【図2】早期割れが生じた金型の組織を示す顕微鏡写真の図である。
【図3】焼鈍および焼入れによって変化する鋼材の組織を示す顕微鏡写真の図である。
【図6】炭化物の大きさとＳｉ量との関係を示した図である。
【図7】炭化物の面積率とＭｏ量との関係を示した図である。
【図8】従来の焼鈍条件で製造された焼鈍鋼材の最大フェライト結晶粒径と鋼材の厚さとの関係を示した図である。
【図9】従来の焼鈍鋼材の組織を示す顕微鏡写真の図である。
【実施例】
【0059】
表１に示す１９鋼種（Ａ～Ｓ）を用い、焼鈍条件を変更して得た鋼材にて、Ａｃ３変態点、焼鈍後の硬さ（ＨＲＢ）、最大フェライト結晶粒径、炭化物の面積率及び平均粒径、焼入れ後の最大旧オーステナイト結晶粒径、焼戻し後の衝撃値を調査した。
本発明の焼鈍鋼材は、ダイカストや熱間鍛造の大きな金型用の材料として用いることを想定している。そのような用途では焼入れ性や軟化抵抗や熱伝導率の観点から、４．８０≦Ｃｒ≦６．００の狭い範囲が必須である。そこで、その実情に則し４．８０≦Ｃｒ≦６．００の鋼材を対象に効果を検証する。表１において、鋼種Ａ～Ｎ，Ｒ，Ｓは、各元素の添加量が本発明の請求範囲内である。一方、鋼種Ｏ～Ｑは、少なくとも１元素が本発明の請求範囲を外れている。
本発明の焼鈍鋼材は、ダイカストや熱間鍛造の大きな金型用の材料として用いることを想定している。そのような用途では焼入れ性や軟化抵抗や熱伝導率の観点から、４．８０≦Ｃｒ≦６．００の狭い範囲が必須である。そこで、その実情に則し４．８０≦Ｃｒ≦６．００の鋼材を対象に効果を検証する。表１において、鋼種Ａ～Ｎ，Ｒ，Ｓは、各元素の添加量が本発明の請求範囲内である。一方、鋼種Ｏ～Ｑは、少なくとも１元素が本発明の請求範囲を外れている。
【0060】
【表1】
【0061】
評価に用いる鋼材は、以下のように作製した。表１に示す化学組成の鋼を溶解し、２ｔｏｎのインゴットに鋳込んだ後、１２４０℃で２４Ｈｒ保持する均質化処理を行った。その後、鍛造で幅４５０ｍｍ×高さ（厚さ）２００ｍｍの矩形断面に成形した。その後、鍛造された鋼材には、中間熱処理として７６０℃で８時間保持する焼戻しを施した。
焼戻し材の中心部（インゴットのトップ側）から、Ａｃ３変態点測定用の試験片と、１０ｍｍ×１０ｍｍ×２０ｍｍの小ブロック（熱処理テスト用）と、１１ｍｍ×１１ｍｍ×５５ｍｍの角棒（衝撃試験片用）を作成した。これらに対して、焼鈍条件の異なる３通りの熱処理テストを行った。なお、焼鈍による組織変化を調査するテストは幅４５０ｍｍ×厚さ２００ｍｍのブロックをそのまま使うと大掛かりになるため、上記の小ブロックで「大断面材を模擬した温度履歴」を与える工夫を取り入れ効率的に行うようにした。もちろん、実際の大断面材を正確に模擬した温度履歴を与えるのであるから、実際の大断面材で起こる現象が再現される。
焼戻し材の中心部（インゴットのトップ側）から、Ａｃ３変態点測定用の試験片と、１０ｍｍ×１０ｍｍ×２０ｍｍの小ブロック（熱処理テスト用）と、１１ｍｍ×１１ｍｍ×５５ｍｍの角棒（衝撃試験片用）を作成した。これらに対して、焼鈍条件の異なる３通りの熱処理テストを行った。なお、焼鈍による組織変化を調査するテストは幅４５０ｍｍ×厚さ２００ｍｍのブロックをそのまま使うと大掛かりになるため、上記の小ブロックで「大断面材を模擬した温度履歴」を与える工夫を取り入れ効率的に行うようにした。もちろん、実際の大断面材を正確に模擬した温度履歴を与えるのであるから、実際の大断面材で起こる現象が再現される。
【0062】
熱処理テスト１[（Ａｃ３変態点－２０℃）＜焼鈍温度≦（Ａｃ３変態点＋６０℃）で１回焼鈍]
まず、室温から時速２００℃で１１００℃まで加熱する間の試験片の寸法変化からＡｃ３変態点を判定した。次に、１０ｍｍ×１０ｍｍ×２０ｍｍの小ブロックを焼鈍した。焼鈍に先立ち、実生産での熱間加工を模擬した１２４０℃での１時間の加熱を行い、結晶粒を粗大化させ、加熱後は室温まで冷却した。その後この小ブロックに焼鈍を施した。焼鈍は、鋼材（小ブロック）を（Ａｃ３変態点－２０℃）＜焼鈍温度≦（Ａｃ３変態点＋６０℃）に加熱し、焼鈍温度で２時間保持した後、６００℃まで時速２０℃で冷却し、以降は放冷する工程とした。焼鈍処理の回数は１回のみである。焼鈍後はＨＲＢ硬さを測定し、酸で腐食後に最大のフェライト結晶粒径（真円相当径）、炭化物の面積率、炭化物の平均粒径を評価した。なお、最大のフェライト結晶粒径（真円相当径）の求め方は段落[００１６]に示した通りである。
まず、室温から時速２００℃で１１００℃まで加熱する間の試験片の寸法変化からＡｃ３変態点を判定した。次に、１０ｍｍ×１０ｍｍ×２０ｍｍの小ブロックを焼鈍した。焼鈍に先立ち、実生産での熱間加工を模擬した１２４０℃での１時間の加熱を行い、結晶粒を粗大化させ、加熱後は室温まで冷却した。その後この小ブロックに焼鈍を施した。焼鈍は、鋼材（小ブロック）を（Ａｃ３変態点－２０℃）＜焼鈍温度≦（Ａｃ３変態点＋６０℃）に加熱し、焼鈍温度で２時間保持した後、６００℃まで時速２０℃で冷却し、以降は放冷する工程とした。焼鈍処理の回数は１回のみである。焼鈍後はＨＲＢ硬さを測定し、酸で腐食後に最大のフェライト結晶粒径（真円相当径）、炭化物の面積率、炭化物の平均粒径を評価した。なお、最大のフェライト結晶粒径（真円相当径）の求め方は段落[００１６]に示した通りである。
【0063】
焼鈍組織の定量化が完了した後、焼鈍された鋼材を１０３０℃に加熱し、１０３０℃での１時間保持後、急冷する焼入れを行なった。焼入れされた鋼材を酸で腐食し、１０３０℃における旧オーステナイト結晶粒の粒界を現出させ、最も大きい旧オーステナイト結晶粒を選んでその真円相当径を求めた。最も大きい旧オーステナイト結晶粒の真円相当径の求め方は、最大のフェライト結晶粒径を求めたときと同じ手法を用いた。
【0064】
１１ｍｍ×１１ｍｍ×５５ｍｍの角棒（衝撃試験片用）に対しても、上記の小ブロックに与えたと同じ条件の１２４０℃加熱（鍛造加工を模擬）と焼鈍と焼入れを施し、５８０～６００℃における複数回の焼戻しで４６ＨＲＣに調質した。この調質材の衝撃値を室温で評価した。
以上の結果を表２に示す。
以上の結果を表２に示す。
【0065】
【表2】
【0066】
表２に示す鋼材０１～１９（何れも比較例）において、焼鈍時の加熱温度はＡｃ３変態点より１４～４９℃高い。焼鈍された鋼材の硬さは、鋼材１７（鋼種Ｑ）のみ本発明の規定（１００ＨＲＢ以下）を外れ１１１ＨＲＢとなった。鋼材１７は非常に焼入れ性が良いため逆に焼鈍性が悪く、粗大な結晶粒の粒界付近が軟化（組織はフェライトと球状化炭化物）し、粗大な結晶粒内は硬い（組織はベイナイトやマルテンサイト）という混合組織状態であった。
また焼鈍された鋼材０１～１９の組織は、何れも粗大であり、観察面に存在する最大のフェライト結晶粒径は、本発明の規定である１２０μｍ以下を満たせなかった。焼鈍状態は図３（ｂ）のような組織であり、熱間加工を模擬した１２４０℃加熱時の粗大な結晶粒の影響が強く残っている。
炭化物の面積率は、鋼材１６以外は本発明の規定を満たした。炭化物の平均粒径は、全ての鋼材が本発明の規定を満たした。
また焼鈍された鋼材０１～１９の組織は、何れも粗大であり、観察面に存在する最大のフェライト結晶粒径は、本発明の規定である１２０μｍ以下を満たせなかった。焼鈍状態は図３（ｂ）のような組織であり、熱間加工を模擬した１２４０℃加熱時の粗大な結晶粒の影響が強く残っている。
炭化物の面積率は、鋼材１６以外は本発明の規定を満たした。炭化物の平均粒径は、全ての鋼材が本発明の規定を満たした。
【0067】
焼入れ後の鋼材の組織は、焼鈍後と同様に、粗大であった。観察面に存在する最大の旧オーステナイト結晶粒径は、本発明が目指す１００μｍ以下を満たせなかった。焼入れ状態は図３（ｃ），（ｄ）のような組織であり、粗大な結晶粒の粒界に微細粒が点在する状態である。このように組織が粗いため、金型として慣例的に求められている２５Ｊ／ｃｍ２を超える衝撃値を示した鋼材は無い。炭化物形成元素の量が多い鋼材１６は、５μｍ以上の粗大な炭化物が密集して晶出しやすく、これが残存して破壊の起点となるため、衝撃値が特に低い。表２の１９水準（鋼材０１～１９）は低衝撃値のため、実際に金型になった場合には早期破壊が懸念される。
以上のように、化学成分や焼鈍温度が本発明の範囲にあっても、焼鈍回数が１回では本発明が規定する焼鈍組織を得ることが出来ず、従って焼入れ後の組織や衝撃値も望ましい状態ではない。
以上のように、化学成分や焼鈍温度が本発明の範囲にあっても、焼鈍回数が１回では本発明が規定する焼鈍組織を得ることが出来ず、従って焼入れ後の組織や衝撃値も望ましい状態ではない。
【0068】
熱処理テスト２[（Ａｃ３変態点－２０℃）＜焼鈍温度≦（Ａｃ３変態点＋６０℃）で３回焼鈍]
次に、化学成分や焼鈍温度が本発明の範囲で、且つ焼鈍を３回繰り返した場合を検証した。工程としては１２４０℃加熱を１回与えた後に、表２の場合と同じ温度の焼鈍をここでは３回行い、その後１０３０℃焼入れを行なった。焼鈍回数以外の条件は表２と同じである。その結果を表３に示す。
次に、化学成分や焼鈍温度が本発明の範囲で、且つ焼鈍を３回繰り返した場合を検証した。工程としては１２４０℃加熱を１回与えた後に、表２の場合と同じ温度の焼鈍をここでは３回行い、その後１０３０℃焼入れを行なった。焼鈍回数以外の条件は表２と同じである。その結果を表３に示す。
【0069】
【表3】
【0070】
表３に示すように、焼鈍された各鋼材の硬さは、鋼材３７のみ本発明の規定を外れた１０９ＨＲＢとなった。鋼材３７は、表２の場合と同様に、粗大な結晶粒の粒界付近が軟化（組織がフェライトと球状化炭化物）し、粗大な結晶粒内は硬い（組織がベイナイトやマルテンサイト）という混合組織状態であった。表２の場合よりは軟化した領域が広がり、多少は硬さも低下しているが、依然としてこの硬さでは、金型形状への機械加工性に難がある。
焼鈍された各鋼材２１～３９の組織は、鋼材３７以外は微細化し、最大のフェライト結晶粒径は本発明の規定である１２０μｍ以下を満たした。鋼材３７以外の焼鈍状態は図４（ｂ）のような組織であり、熱間加工を模擬した１２４０℃加熱時の粗大な結晶粒の影響は残っていない。炭化物の面積率は、鋼材３６以外は本発明の規定を満たした。また、炭化物の平均粒径は全ての水準が本発明の規定を満たした。
焼鈍された各鋼材２１～３９の組織は、鋼材３７以外は微細化し、最大のフェライト結晶粒径は本発明の規定である１２０μｍ以下を満たした。鋼材３７以外の焼鈍状態は図４（ｂ）のような組織であり、熱間加工を模擬した１２４０℃加熱時の粗大な結晶粒の影響は残っていない。炭化物の面積率は、鋼材３６以外は本発明の規定を満たした。また、炭化物の平均粒径は全ての水準が本発明の規定を満たした。
【0071】
焼入れ後の最大の旧オーステナイト結晶粒径については、鋼材３５と鋼材３７とが本発明が目指す１００μｍ以下を満たせなかった。鋼材３５は焼入れ時のオーステナイト結晶粒界の移動を抑制する炭化物が少ないため、結晶粒が成長した。鋼材３７は軟化不十分であった焼鈍状態における粗大粒の影響を受けている。
鋼材３５と鋼材３７以外の焼入れ状態は、図４（ｃ），（ｄ）のような組織であり、全面が細粒化していた。このように組織が微細であるため、焼戻し後において金型として慣例的に求められている２５Ｊ／ｃｍ２を超える衝撃値が得られた。実際に金型になった場合には、早期破壊しないことが期待される。ただし、炭化物形成元素の量が多い鋼材３６は、５μｍ以上の粗大な炭化物を密集して晶出しやすく、これが残存して破壊の起点となるため、結晶粒が微細でも衝撃値は低い。
以上より、焼入れ時のオーステナイト結晶粒を微細に維持するには、焼鈍状態が軟質かつ細粒であること、焼入れ時に炭化物を多く分散させることが必要と分かる。鋼材２１～３４，３８，３９（何れも実施例）のように、化学組成と焼鈍温度が本発明の範囲であれば、複数回の焼鈍を行うことで本発明が規定する焼鈍組織を得ることができ、従って焼入れ後の組織や衝撃値が望ましい状態となる。
鋼材３５と鋼材３７以外の焼入れ状態は、図４（ｃ），（ｄ）のような組織であり、全面が細粒化していた。このように組織が微細であるため、焼戻し後において金型として慣例的に求められている２５Ｊ／ｃｍ２を超える衝撃値が得られた。実際に金型になった場合には、早期破壊しないことが期待される。ただし、炭化物形成元素の量が多い鋼材３６は、５μｍ以上の粗大な炭化物を密集して晶出しやすく、これが残存して破壊の起点となるため、結晶粒が微細でも衝撃値は低い。
以上より、焼入れ時のオーステナイト結晶粒を微細に維持するには、焼鈍状態が軟質かつ細粒であること、焼入れ時に炭化物を多く分散させることが必要と分かる。鋼材２１～３４，３８，３９（何れも実施例）のように、化学組成と焼鈍温度が本発明の範囲であれば、複数回の焼鈍を行うことで本発明が規定する焼鈍組織を得ることができ、従って焼入れ後の組織や衝撃値が望ましい状態となる。
【0072】
熱処理テスト３[焼鈍温度≦（Ａｃ３変態点－２０℃）で３回焼鈍]
焼鈍時の加熱温度が（Ａｃ３変態点－２０℃）以下の場合を検証した。この焼鈍条件は、本発明の範囲から外れるが、鋼材の化学成分が本発明の範囲内であっても、焼鈍条件が不適切だと充分な効果が得られないことを確認するために行った。
表４に示す鋼材４１～５６（何れも比較例）は、表１に示した鋼種Ａ～Ｎ，Ｒ，Ｓを用いている。これらの鋼種は、化学成分が本発明の範囲内である。鋼材４１～５６に対しては、熱間加工を模擬した１２４０℃での１時間の加熱を与えた後に、焼鈍を３回繰り返した。それぞれの焼鈍は、焼鈍温度が（Ａｃ３変態点－２０℃）以下となるよう加熱し、焼鈍温度で２時間保持した後、６００℃までを時速２０℃で冷却し、以降は放冷する工程とした。焼鈍された鋼材の評価は表２の検証に準じた。
１１ｍｍ×１１ｍｍ×５５ｍｍの角棒（衝撃試験片用）に対しても、熱間加工を模擬した１２４０℃加熱を１回と、焼鈍温度≦（Ａｃ３変態点－２０℃）の焼鈍３回と、１０３０℃の焼入れを施し、焼戻しで４６ＨＲＣに調質した後、表２の検証に準じて衝撃値を評価した。
以上の結果を表４に示す。
焼鈍時の加熱温度が（Ａｃ３変態点－２０℃）以下の場合を検証した。この焼鈍条件は、本発明の範囲から外れるが、鋼材の化学成分が本発明の範囲内であっても、焼鈍条件が不適切だと充分な効果が得られないことを確認するために行った。
表４に示す鋼材４１～５６（何れも比較例）は、表１に示した鋼種Ａ～Ｎ，Ｒ，Ｓを用いている。これらの鋼種は、化学成分が本発明の範囲内である。鋼材４１～５６に対しては、熱間加工を模擬した１２４０℃での１時間の加熱を与えた後に、焼鈍を３回繰り返した。それぞれの焼鈍は、焼鈍温度が（Ａｃ３変態点－２０℃）以下となるよう加熱し、焼鈍温度で２時間保持した後、６００℃までを時速２０℃で冷却し、以降は放冷する工程とした。焼鈍された鋼材の評価は表２の検証に準じた。
１１ｍｍ×１１ｍｍ×５５ｍｍの角棒（衝撃試験片用）に対しても、熱間加工を模擬した１２４０℃加熱を１回と、焼鈍温度≦（Ａｃ３変態点－２０℃）の焼鈍３回と、１０３０℃の焼入れを施し、焼戻しで４６ＨＲＣに調質した後、表２の検証に準じて衝撃値を評価した。
以上の結果を表４に示す。
【0073】
【表4】
【0074】
表４に示すように、焼鈍温度はＡｃ３変態点よりも２６～４１℃低い。焼鈍された鋼材の硬さは、全ての水準が１００ＨＲＢ以下である。ただし、何れの鋼材も焼鈍された状態の組織は粗大であり、観察面に存在する最大のフェライト結晶粒径は、本発明の規定である１２０μｍ以下を満たせなかった。焼鈍状態は図５（ｂ）のような組織であり、熱間加工を模擬した１２４０℃加熱時の粗大な結晶粒の影響が強く残っている。焼鈍時の加熱温度がＡｃ３変態点未満であることから、焼鈍された鋼材の組織は基本的には高温焼戻しマルテンサイトに類似であり、Ａｃ１変態点を越えてオーステナイト化していた粒界付近のみがフェライトと球状化炭化物に変態している。炭化物の面積率とサイズは、焼鈍がＡｃ３変態点を越えていた場合より小さくなっており、鋼材４９が本発明の面積率の下限値３．０％を下回り、また鋼材４６が本発明の平均粒径の下限値０．１８μｍを下回っている。
【0075】
焼入れ後の鋼材の組織は、焼鈍後と同様に、粗大である。観察面に存在する最大の旧オーステナイト結晶粒径は、何れの鋼材も本発明が目指す１００μｍ以下を満たせなかった。焼入れ状態は図５（ｃ），（ｄ）のような組織であり、粗大な結晶粒の粒界に微細粒が点在する状態である。このように組織が粗いため、焼戻し後において金型として慣例的に求められる２５Ｊ／ｃｍ２を超える衝撃値を示した鋼材は無い。実際に金型となった場合には早期破壊が懸念される。以上のように、化学成分が本発明の範囲にあっても、焼鈍条件が適正でないと、本発明の規定する焼鈍組織を得ることができず、従って焼入れ後の組織や衝撃値も望ましい状態ではなくなることが確認できた。
【0076】
以上本発明の実施例を詳述したがこれはあくまで一例示である。本発明の焼鈍鋼材は、プラスチックの射出成形、ゴムの成形や加工、ＣＦＲＰの成形、各種の鋳造、温間鍛造あるいは熱間鍛造、ホットスタンプ等の金型や部品に適用して好適である。更に本発明の焼鈍鋼材は、表面改質（ショットブラスト，サンドブラスト，窒化処理，ＰＶＤ処理，ＣＶＤ処理，メッキ処理等）と組み合わせることも可能である。また本発明の焼鈍鋼材を棒状や線状にして、金型の本体や部品の溶接補修に使用することも可能である。また板や粉末の積層造形によって製造される金型や部品に適用することも可能である等、その趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】
【図8】
【図9】
