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(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】2024-08-26
(45)【発行日】2024-09-03
(54)【発明の名称】製造性及び熱伝導率に優れる熱間工具鋼
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240827BHJP
C22C 38/54 20060101ALI20240827BHJP
C21D 9/00 20060101ALN20240827BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301H
C22C38/00 302E
C22C38/54
C21D9/00 M
【請求項の数】
6
(21)【出願番号】P 2020022074
(22)【出願日】2020-02-13
(65)【公開番号】P2021127486
(43)【公開日】2021-09-02
【審査請求日】2022-12-21
(73)【特許権者】
【識別番号】000180070
【氏名又は名称】山陽特殊製鋼株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100185258
【弁理士】
【氏名又は名称】横井 宏理
(74)【代理人】
【識別番号】100134131
【弁理士】
【氏名又は名称】横井 知理
(72)【発明者】
【氏名】梅岡 優
【審査官】鈴木 葉子
(56)【参考文献】
【文献】特開２００８－１６９４１１（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１１－０７４４２７（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００９－０２４２６０（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００９－０１３４６５（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００８－１２１０３２（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０００－３２８１９５（ＪＰ，Ａ）
【文献】韓国公開特許第１０－２０１６－００４１８６９（ＫＲ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２１Ｄ ８／００－ ８／１０
Ｃ２１Ｄ ９／００－ ９／４４， ９／５０
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｃ：０．３５％超～０．７０％、Ｓｉ：０．０１％～１．２０％、Ｍｎ：０．０１％～１．５０％、Ｃｒ：０．３５％～４．００％、Ｃｕ：０．１０％～２．５０％、Ｎｉ：０．１０％～２．９９％、Ｖ：０．１０％超～０．５５％、Ｂ：０．０００１％～０．０１００％、Ｏ：０．００５０％以下であって、ＭｏとＷのいずれか１種または双方を含有し、かつ、Ｍｏ：３．００％以下、Ｗ：６．００％以下、Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５０％～３．００％であって、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼であり、Ｂ＋Ｏ＋Ｎ：０．０４２０％以下を充たし、さらに、次の式に示すＫの値が１５．６以上であること、を特徴とする熱間工具鋼。
式：Ｋ＝３６．０４－１２．６５Ｃ－１．５８Ｍｏ－０．７９Ｗ－９．３４Ｍｎ－１９．０１Ａｌ＋０．６９Ｎｉ－０．３４Ｃｕ
（ただし、この式の右辺の各元素記号には、鋼を構成する元素成分の百分率の数値を代入する。）
【請求項2】
請求項１に記載の成分に加えて、さらにＮ：０．０００１％～０．０４００％を含有するものであって、Ｂ＋Ｏ＋Ｎ：０．０４２０％以下を充たし、さらに、次の式に示すＫの値が１５．６以上である熱間工具鋼。
式：Ｋ＝３６．０４－１２．６５Ｃ－１．５８Ｍｏ－０．７９Ｗ－９．３４Ｍｎ－１９．０１Ａｌ＋０．６９Ｎｉ－０．３４Ｃｕ
（ただし、この式の右辺の各元素記号には、鋼を構成する元素成分の百分率の数値を代入する。）
【請求項3】
請求項１または請求項２のいずれか１項に記載の成分に加えて、さらにＴｉ：０．００１％～０．１５０％を含有するものであって、Ｂ＋Ｏ＋Ｎ：０．０４２０％以下を充たし、さらに、次の式に示すＫの値が１５．６以上である熱間工具鋼。
式：Ｋ＝３６．０４－１２．６５Ｃ－１．５８Ｍｏ－０．７９Ｗ－９．３４Ｍｎ－１９．０１Ａｌ＋０．６９Ｎｉ－０．３４Ｃｕ
（ただし、この式の右辺の各元素記号には、鋼を構成する元素成分の百分率の数値を代入する。）
【請求項4】
請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の成分に加えて、さらにＡｌ：０．００１％以上０．２００％以下を含有するものであって、Ｂ＋Ｏ＋Ｎ：０．０４２０％以下を充たし、さらに、次の式に示すＫの値が１５．６以上である熱間工具鋼。
式：Ｋ＝３６．０４－１２．６５Ｃ－１．５８Ｍｏ－０．７９Ｗ－９．３４Ｍｎ－１９．０１Ａｌ＋０．６９Ｎｉ－０．３４Ｃｕ
（ただし、この式の右辺の各元素記号には、鋼を構成する元素成分の百分率の数値を代入する。）
【請求項5】
焼入焼戻しされた状態であって、その組織が、マルテンサイト単相組織であること、またはマルテンサイトの割合が８０％以上のマルテンサイトとベイナイトの混合組織であること、を特徴とする、請求項１～４のいずれか１項に記載の熱間工具鋼。
【請求項6】
焼入焼戻しされた状態であって、Ｍ23Ｃ６、Ｍ6Ｃ、Ｍ7Ｃ3、Ｍ3Ｃ、Ｍ2Ｃ、ＭＣの全炭化物中に占めるＭ23Ｃ6とＭ6Ｃ炭化物の割合が９０％以下であること、を特徴とする、請求項１～５のいずれか１項に記載の熱間工具鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、金型用鋼に関して、特にダイカストやホットスタンピングなどの、高温環境下で使用される金型用鋼に関する。
【背景技術】
【0002】
近年、ダイカスト分野において、自動車の軽量化を目的としたアルミ部品の高強度化や、生産性向上を目的とした部品成形加工ピッチの短縮化から、ダイカスト金型への機械的及び熱的負荷が増大している。その結果、金型には摩耗・大割れなどの問題が生じやすくなっている。これらの問題に対応するため、金型材料には、硬度・靭性に優れる材料が求められている。
【0003】
また、ホットスタンピングでは、被加工材である鋼板表面に発生したスケールによる金型の摩耗が問題となっており、金型材料には、高い硬度及び軟化抵抗性が求められている。
【0004】
さらに、ダイカスト・ホットスタンピング用金型は内部に冷却回路が作製されており、ここを流れる冷却水による冷却効率が生産サイクルスピードに大きく影響する。冷却効率を高める方法としては金型の高熱伝導率化がある。そのため、前述した生産性向上を目的とした、生産サイクルスピードの向上に対する要求に応えるためには、材料の特性として高い熱伝導率が必要である。
【0005】
また、上記の金型を実際に製造することを検討すると製造性、すなわち高い熱間加工性も必要である。
【0006】
従来より、出願人はＣｕ及びＢを含まない熱伝導率に優れた熱間工具鋼を提案している（特許文献１参照。）。もっとも、この提案では、Ｃｕ及びＢが添加されておらず、また不完全焼入れ相であるベイナイトが形成され、靭性が不足するおそれがあった。さらに熱間加工性に関する記載も見当たらない。
【0007】
また、Ｍｎ量が多い金型用鋼が提案されている（特許文献２参照。）。しかし、Ｍｎが１．５％より多いので、Ｍｎの過剰添加によって熱伝導率が低下しやすい。また、熱間加工性に関する記載も見当たらない。
【0008】
また、Ｖ量の多い金型用鋼が提案されている（特許文献３参照。）。しかし、Ｖが０．５５％よりも多く、Ｖの過剰添加によって熱伝導率が低下しやすい。また、熱間加工性に関する記載も見当たらない。
【0009】
また、Ｃｒ量の多い金型用鋼が提案されている（特許文献４参照。）。しかし、Ｃｒが４．０％より多いので、Ｃｒの過剰添加によって熱伝導率が低下しやすい。また、熱間加工性に関する記載も見当たらない。
【0010】
また、ダイカスト金型用プリハードン鋼が提案されている（特許文献５参照。）。しかし、Ｃ量が０．３５％以下と少なく、焼入焼戻し硬さが不足しやすい。また、熱間加工性に関する記載も見当たらない。
【0011】
また、Ｍｏ＋１／２Ｗの値の大きい熱間工具鋼が提案されている（特許文献６参照。）。しかし、Ｍｏ＋１／２Ｗの値が３．０より大きく、ＭｏまたはＷの過剰添加によって熱伝導率が低下しやすい。また、熱間加工性に関する記載も見当たらない。
【0012】
また、Ｎｉが多い熱間工具鋼が提案されている（特許文献７参照。）。しかし、Ｎｉが３．０％以上と多く、Ｎｉの過剰添加によって熱伝導率が低下しやすい。また、熱間加工性に関する記載は見当たらない。
【0013】
その他にも金型用鋼が提案されている（特許文献８参照。）。もっとも、この提案はＢもしくはＣｕを含まず、靱性に不足しやすい。熱間加工性に関する記載もみあたらない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0014】
【文献】特開２０１８－１１９１７７号公報
【文献】特開２０１１－９４１６８号公報
【文献】特開２０１７－５３０２３号公報
【文献】特開２０１５－２２４３６３号公報
【文献】特開２００５－３０７２４２号公報
【文献】特表２０１４－５０８２１８号公報
【文献】特開２０１７－９５８０２号公報
【文献】特開２０１７－０４３８１４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0015】
本発明の目的は、高い熱間加工性、熱伝導率、硬度、軟化抵抗性、靭性を兼ね備えており、ダイカストやホットスタンピングなどの金型用鋼に適用可能な熱間工具鋼を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【0016】
本願発明者らは鋭意開発を進めた結果、鋼の合金成分、熱間加工性の指標となるパラメータ、鋼の組織、炭化物の状態をそれぞれ規定することで、高い熱間加工性、熱伝導率、硬度、軟化抵抗性、靭性を兼備した熱間工具鋼が得られることを見出した。
【0017】
すなわち、本発明の課題を解決する第１の手段は、 質量％で、Ｃ：０．３５％超～０．７０％、Ｓｉ：０．０１％～１．２０％、Ｍｎ：０．０１％～１．５０％、Ｃｒ：０．３５％～４．００％、Ｃｕ：０．１０％～２．５０％、Ｎｉ：０．１０％～２．９９％、Ｖ：０．１０％超～０．５５％、Ｂ：０．０００１％～０．０１００％、Ｏ：０．００５０％以下であって、ＭｏとＷのいずれか１種または双方を含有し、かつ、Ｍｏ：３．００％以下、Ｗ：６．００％以下、Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５０％～３．００％であって、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼であり、
Ｂ＋Ｏ＋Ｎ：０．０４２０％以下を充たし、さらに、次の式に示すＫの値が１５．６以上であること、を特徴とする熱間工具鋼である。
式：Ｋ＝３６．０４－１２．６５Ｃ－１．５８Ｍｏ－０．７９Ｗ－９．３４Ｍｎ－１９．０１Ａｌ＋０．６９Ｎｉ－０．３４Ｃｕ
（ただし、この式の右辺の各元素記号には、鋼を構成する元素成分の百分率の数値を代入する。）
Ｂ＋Ｏ＋Ｎ：０．０４２０％以下を充たし、さらに、次の式に示すＫの値が１５．６以上であること、を特徴とする熱間工具鋼である。
式：Ｋ＝３６．０４－１２．６５Ｃ－１．５８Ｍｏ－０．７９Ｗ－９．３４Ｍｎ－１９．０１Ａｌ＋０．６９Ｎｉ－０．３４Ｃｕ
（ただし、この式の右辺の各元素記号には、鋼を構成する元素成分の百分率の数値を代入する。）
【0018】
その第２の手段は、第１の手段に記載の鋼の成分に、さらにＮ：０．０００１％～０．０４００％が添加されていることを特徴とするものである。
【0019】
その第３の手段は、第１または第２の手段の記載の鋼の成分に、さらにＴｉ：０．００１％～０．１５０％が添加されていることを特徴とするものである。
【0020】
その第４の手段は、第１～第３のいずれか１の手段の記載の鋼の成分に、さらにＡｌ：０．００１％以上０．２００％以下が添加されていることを特徴とするものである。
【0021】
その第５の手段は、焼入焼戻しされた状態であって、その組織が、マルテンサイト単相組織であること、またはマルテンサイトの割合が８０％以上のマルテンサイトとベイナイトの混合組織であること、を特徴とする、第１～第４のいずれか１の手段に記載の熱間工具鋼である。
【0022】
その第６の手段は、焼入焼戻しされた状態であって、Ｍ23Ｃ６、Ｍ6Ｃ、Ｍ7Ｃ3、Ｍ3Ｃ、Ｍ2Ｃ、ＭＣの全炭化物中に占めるＭ23Ｃ6とＭ6Ｃ炭化物の割合が９０％以下であること、を特徴とする、第１～第５のいずれか１の手段に記載の熱間工具鋼である。
【発明の効果】
【0023】
本発明における高熱間加工性とは、鋼塊状態にてグリーブル試験を１１００℃で実施したときの絞りが７０％以上のことをいう。
また、本発明における高熱伝導率とは、焼入焼戻し後の室温での熱伝導率が２５．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上のことをいう。
また、本発明における高硬度とは、焼入焼戻し後の室温での硬さが４８．０ＨＲＣ以上のことをいう。
また、本発明における高靱性とは、焼入焼戻し後の室温でのシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上のことをいう。
また、本発明における高軟化抵抗性とは、焼入焼戻し後に６００℃で１００ｈ保持後の室温での硬さが３２．０ＨＲＣ以上のことをいう。
また、本発明における高熱伝導率とは、焼入焼戻し後の室温での熱伝導率が２５．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上のことをいう。
また、本発明における高硬度とは、焼入焼戻し後の室温での硬さが４８．０ＨＲＣ以上のことをいう。
また、本発明における高靱性とは、焼入焼戻し後の室温でのシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上のことをいう。
また、本発明における高軟化抵抗性とは、焼入焼戻し後に６００℃で１００ｈ保持後の室温での硬さが３２．０ＨＲＣ以上のことをいう。
【0024】
本発明の手段によると、高熱間加工性、高熱伝導率、高硬度、高靱性、高軟化抵抗性をバランスよく兼ね備えた熱間工具鋼が得られる。すなわち、本発明の手段による熱間工具鋼は、鋼塊状態にてグリーブル試験を１１００℃で実施したときの絞りが７０％以上の高熱間加工性を示し、焼入焼戻し後の室温での熱伝導率が２５．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の高熱伝導率であって、焼入焼戻し後の室温での硬さが４８．０ＨＲＣ以上と高硬度であって、焼入焼戻し後の室温でのシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上の高靱性であって、焼入焼戻し後に６００℃で１００ｈ保持後の室温での硬さが３２．０ＨＲＣ以上といった高軟化抵抗性を示すものとなり、これらの全ての特性を兼ね備えるものとなる。
【発明を実施するための形態】
【0025】
本発明の実施の形態を説明するに先立ち、本発明の鋼の各成分を規定する理由を以下に説明する。なお、以下の％は質量％である。
【0026】
Ｃ：０．３５％超～０．７０％、
Ｃは固溶することでマトリックスを強化し、また、炭化物を形成することで析出強化を促す元素であることから、Ｃは０．３５％より多いものとする。０．３５％以下であると十分な焼入焼戻硬さが得られない。他方、Ｃが０．７０％より多いと偏析を助長し、靭性を低下させる。また、熱間加工性が悪化する。そこで、Ｃは、０．３５％超～０．７０％とする。好ましくは、Ｃは０．５５％超～０．７０％である。
Ｃは固溶することでマトリックスを強化し、また、炭化物を形成することで析出強化を促す元素であることから、Ｃは０．３５％より多いものとする。０．３５％以下であると十分な焼入焼戻硬さが得られない。他方、Ｃが０．７０％より多いと偏析を助長し、靭性を低下させる。また、熱間加工性が悪化する。そこで、Ｃは、０．３５％超～０．７０％とする。好ましくは、Ｃは０．５５％超～０．７０％である。
【0027】
Ｓｉ：０．０１％～１．２０％、
Ｓｉは製鋼時の脱酸剤として必要な元素であり、少ないと十分に脱酸されない。また、Ｓｉはマトリックスに固溶することで硬さを向上させる効果がある。そこで、Ｓｉは０．０１％以上とする。他方、Ｓｉが１．２０％を超えると、炭化物を形成することなくマトリックスに固溶して熱伝導率を低下させることとなる。
そこで、Ｓｉは０．０１％～１．２０％とする。好ましくは、Ｓｉは０．０５％～１．００％である。
Ｓｉは製鋼時の脱酸剤として必要な元素であり、少ないと十分に脱酸されない。また、Ｓｉはマトリックスに固溶することで硬さを向上させる効果がある。そこで、Ｓｉは０．０１％以上とする。他方、Ｓｉが１．２０％を超えると、炭化物を形成することなくマトリックスに固溶して熱伝導率を低下させることとなる。
そこで、Ｓｉは０．０１％～１．２０％とする。好ましくは、Ｓｉは０．０５％～１．００％である。
【0028】
Ｍｎ：０．０１％～１．５０％、
Ｍｎは製鋼時の脱酸剤として必要な元素である。少ないと十分に脱酸されない。そこで、Ｍｎは０．０１％以上とする。他方、１．５０％を超えると、マトリックスに固溶して熱伝導率を低下させる。そこで、Ｍｎは０．０１％～１．５０％とする。好ましくは、Ｍｎは０．０５％～０．９２％未満である。より好ましくは、Ｍｎは０．１０％～０．５０％未満である。
Ｍｎは製鋼時の脱酸剤として必要な元素である。少ないと十分に脱酸されない。そこで、Ｍｎは０．０１％以上とする。他方、１．５０％を超えると、マトリックスに固溶して熱伝導率を低下させる。そこで、Ｍｎは０．０１％～１．５０％とする。好ましくは、Ｍｎは０．０５％～０．９２％未満である。より好ましくは、Ｍｎは０．１０％～０．５０％未満である。
【0029】
Ｃｒ：０．３５％～４．００％、
Ｃｒは焼入性を向上させ、ベイナイト形成による靱性の低下を抑制するのに必要な元素である。十分な靭性が得られないので、Ｃｒは０．３５％以上とする。他方、多すぎると、マトリックスに固溶して熱伝導率を低下させる為。また、多すぎると高温で粗大化しやすいＭ23Ｃ6炭化物が焼戻し時に析出し、軟化抵抗性が低下するため、Ｃｒは４．００％以下とする。
そこで、Ｃｒは０．３５％～４．００％である。好ましくは、Ｃｒは０．４０％～２．６０％未満である。より好ましくは、Ｃｒは０．５０～２．１０％未満である。
Ｃｒは焼入性を向上させ、ベイナイト形成による靱性の低下を抑制するのに必要な元素である。十分な靭性が得られないので、Ｃｒは０．３５％以上とする。他方、多すぎると、マトリックスに固溶して熱伝導率を低下させる為。また、多すぎると高温で粗大化しやすいＭ23Ｃ6炭化物が焼戻し時に析出し、軟化抵抗性が低下するため、Ｃｒは４．００％以下とする。
そこで、Ｃｒは０．３５％～４．００％である。好ましくは、Ｃｒは０．４０％～２．６０％未満である。より好ましくは、Ｃｒは０．５０～２．１０％未満である。
【0030】
Ｃｕ：０．１０％～２．５０％、
Ｃｕは焼入性を向上させ、ベイナイト形成による靱性の低下を抑制するのに必要な元素である。十分な靭性が得られないので、Ｃｕは０．１０％以上とする。他方、多すぎると、熱間加工性が悪化する。また、マトリックスに固溶して熱伝導率を低下させる。そこで、Ｃｕは２．５０％以下とする。
そこでＣｕは０．１０％～２．５０％である。好ましくは、Ｃｕは０．３０％～２．２０％である。
Ｃｕは焼入性を向上させ、ベイナイト形成による靱性の低下を抑制するのに必要な元素である。十分な靭性が得られないので、Ｃｕは０．１０％以上とする。他方、多すぎると、熱間加工性が悪化する。また、マトリックスに固溶して熱伝導率を低下させる。そこで、Ｃｕは２．５０％以下とする。
そこでＣｕは０．１０％～２．５０％である。好ましくは、Ｃｕは０．３０％～２．２０％である。
【0031】
Ｎｉ：０．１０％～２．９９％、
ＮｉはＣｒと同様に、焼入れ性を向上させ、ベイナイト形成による靱性の低下を抑制する元素である。また、Ｃｕによる赤熱脆化を防ぐことから、Ｎｉは０．１０％以上とする。他方、多すぎると、マトリックスに固溶して熱伝導率を低下させるので、２．９９％以下とする。
そこで、Ｎｉは０．１０％～２．９９％とする。好ましくは、Ｎｉは０．１０％～２．００％である。
ＮｉはＣｒと同様に、焼入れ性を向上させ、ベイナイト形成による靱性の低下を抑制する元素である。また、Ｃｕによる赤熱脆化を防ぐことから、Ｎｉは０．１０％以上とする。他方、多すぎると、マトリックスに固溶して熱伝導率を低下させるので、２．９９％以下とする。
そこで、Ｎｉは０．１０％～２．９９％とする。好ましくは、Ｎｉは０．１０％～２．００％である。
【0032】
ＭｏとＷのいずれか１種または双方を含有するものであって、
Ｍｏ：３．００％以下、
Ｗ：６．００％以下、
Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５０％～３．００％、
Ｍｏ及びＷは、いずれも焼戻し時の二次硬化を促進し、焼入焼戻し硬さを高める元素である。少ないと十分な焼入焼戻硬さが得られない。これらの効果を得るためには、Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５０％である。
もっとも、多すぎると、マトリックスに残存するＭｏやＷが増加し、熱伝導率を低下させるので、Ｍｏと１／２Ｗの合計量で３．００％以下とする。
そこで、Ｍｏ＋１／２Ｗは、０．５０％～３．００％とする。好ましくは、Ｍｏ＋１／２Ｗは１．５０％～３．００％である。
Ｍｏ：３．００％以下、
Ｗ：６．００％以下、
Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５０％～３．００％、
Ｍｏ及びＷは、いずれも焼戻し時の二次硬化を促進し、焼入焼戻し硬さを高める元素である。少ないと十分な焼入焼戻硬さが得られない。これらの効果を得るためには、Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５０％である。
もっとも、多すぎると、マトリックスに残存するＭｏやＷが増加し、熱伝導率を低下させるので、Ｍｏと１／２Ｗの合計量で３．００％以下とする。
そこで、Ｍｏ＋１／２Ｗは、０．５０％～３．００％とする。好ましくは、Ｍｏ＋１／２Ｗは１．５０％～３．００％である。
【0033】
Ｖ：０．１０％超～０．５５％、
Ｖは、焼戻し時の二次硬化を促進し、焼入焼戻し硬さを高める。Ｖが少ないと十分な焼入焼戻し硬さが得られない。他方、Ｖが多すぎると、マトリックスに残存するＶが増加し、熱伝導率を低下させる。そこで、Ｖは０．１０％超～０．５５％とする。好ましくは、０．２５％～０．４５％未満である。
Ｖは、焼戻し時の二次硬化を促進し、焼入焼戻し硬さを高める。Ｖが少ないと十分な焼入焼戻し硬さが得られない。他方、Ｖが多すぎると、マトリックスに残存するＶが増加し、熱伝導率を低下させる。そこで、Ｖは０．１０％超～０．５５％とする。好ましくは、０．２５％～０．４５％未満である。
【0034】
Ｂ：０．０００１％～０．０１００％、
Ｂは微量添加により焼入性を向上させ、ベイナイト形成による靱性の低下を抑制するのに必要な元素である。Ｂが少なすぎると十分な靭性が得られないが、Ｂが多すぎると焼戻し時に粗大な炭化物を形成し、靭性が低下する。また、融点を下げ、熱間加工性が悪化する。そこで、Ｂは０．０００１％～０．０１００％とする。好ましくは、０．０００５％～０．００７５％である。
Ｂは微量添加により焼入性を向上させ、ベイナイト形成による靱性の低下を抑制するのに必要な元素である。Ｂが少なすぎると十分な靭性が得られないが、Ｂが多すぎると焼戻し時に粗大な炭化物を形成し、靭性が低下する。また、融点を下げ、熱間加工性が悪化する。そこで、Ｂは０．０００１％～０．０１００％とする。好ましくは、０．０００５％～０．００７５％である。
【0035】
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｏは多すぎると熱間加工性が悪化する。また、Ｏの過剰添加は精錬の時間、コストの上昇を招く。そこで、Ｏは、０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｏは０．００３０％以下である。
Ｏは多すぎると熱間加工性が悪化する。また、Ｏの過剰添加は精錬の時間、コストの上昇を招く。そこで、Ｏは、０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｏは０．００３０％以下である。
【0036】
Ｂ＋Ｏ＋Ｎ：０．０４２０％以下、
Ｂは過剰であると、融点を下げ、熱間加工性が悪化する。Ｏは多すぎると熱間加工性が悪化する。Ｎは多すぎると熱間加工性が悪化する。そこで、ＢとＯとＮの合計量が多すぎると、熱間加工性が悪化する。そこで、Ｂ＋Ｏ＋Ｎの合計量は質量％で０．０４２０％以下とする。好ましくは、０．０３００％以下とする。
Ｂは過剰であると、融点を下げ、熱間加工性が悪化する。Ｏは多すぎると熱間加工性が悪化する。Ｎは多すぎると熱間加工性が悪化する。そこで、ＢとＯとＮの合計量が多すぎると、熱間加工性が悪化する。そこで、Ｂ＋Ｏ＋Ｎの合計量は質量％で０．０４２０％以下とする。好ましくは、０．０３００％以下とする。
【0037】
Ｋの値：１５．６以上、
Ｋの値は、熱間加工性の１つの指標であって、以下の式から求まる。
Ｋ＝３６．０４－１２．６５Ｃ－１．５８Ｍｏ－０．７９Ｗ－９．３４Ｍｎ－１９．０１Ａｌ＋０．６９Ｎｉ－０．３４Ｃｕ（ただし、式の右辺にある各元素記号には鋼を構成する元素成分の百分率の数値を代入する。）
Ｋの値は１５．６未満であると、熱間加工性が悪化する。そこで、Ｋの値は、１５．６以上とする。好ましくはＫの値は１９．４以上である。
Ｋの値は、熱間加工性の１つの指標であって、以下の式から求まる。
Ｋ＝３６．０４－１２．６５Ｃ－１．５８Ｍｏ－０．７９Ｗ－９．３４Ｍｎ－１９．０１Ａｌ＋０．６９Ｎｉ－０．３４Ｃｕ（ただし、式の右辺にある各元素記号には鋼を構成する元素成分の百分率の数値を代入する。）
Ｋの値は１５．６未満であると、熱間加工性が悪化する。そこで、Ｋの値は、１５．６以上とする。好ましくはＫの値は１９．４以上である。
【0038】
さらに、以下のＮ、Ｔｉ、Ａｌは本発明の熱間工具鋼に以下に規定する範囲であれば適宜添加することのできる成分である。
【0039】
Ｎ：０．０００１％～０．０４００％、
Ｎは、必ずしも添加する必要はないが、ＮはＣと同様に、焼入焼戻硬さを大きくするのに有効な元素であるから、必要に応じて添加することができる。他方、多すぎると熱間加工性が悪化する。また、過剰添加は精錬の時間、コストの上昇を招く。
そこで、Ｎは０．０００１％～０．０４００％とする。好ましくは、Ｎは０．０００１％～０．０３００％以下である。より好ましくは、Ｎは０．０００１％～０．０２００％以下である。
Ｎは、必ずしも添加する必要はないが、ＮはＣと同様に、焼入焼戻硬さを大きくするのに有効な元素であるから、必要に応じて添加することができる。他方、多すぎると熱間加工性が悪化する。また、過剰添加は精錬の時間、コストの上昇を招く。
そこで、Ｎは０．０００１％～０．０４００％とする。好ましくは、Ｎは０．０００１％～０．０３００％以下である。より好ましくは、Ｎは０．０００１％～０．０２００％以下である。
【0040】
Ｔｉ：０．００１％～０．１５０％、
Ｔｉは必ずしも添加する必要はないが、ＴｉはＢによる焼入性向上を促進する効果がある。Ｔｉが添加されると、焼入れの際にＮがＴｉと化合物化することによって、固溶Ｂ量が増加し、焼入性は向上する。他方、Ｔｉの過剰添加は粗大なＴｉＮを形成し、靭性が低下する。
そこで、Ｔｉは０．００１％～０．１５０％とする。好ましくは、Ｔｉは０．００１％～０．１００％である。
Ｔｉは必ずしも添加する必要はないが、ＴｉはＢによる焼入性向上を促進する効果がある。Ｔｉが添加されると、焼入れの際にＮがＴｉと化合物化することによって、固溶Ｂ量が増加し、焼入性は向上する。他方、Ｔｉの過剰添加は粗大なＴｉＮを形成し、靭性が低下する。
そこで、Ｔｉは０．００１％～０．１５０％とする。好ましくは、Ｔｉは０．００１％～０．１００％である。
【0041】
Ａｌ：０．００１％以上０．２００％以下、
Ａｌは必ずしも添加する必要はないが、Ａｌはマトリクスに固溶して硬さを向上する元素であることから、必要に応じて添加することができる。他方、Ａｌは多すぎると熱間加工性が悪化する。また、マトリックスに固溶して熱伝導率を低下させる。
そこで、Ａｌは０．００１％～０．２００％とする。好ましくはＡｌは０．００５％～０．１５０％である。
Ａｌは必ずしも添加する必要はないが、Ａｌはマトリクスに固溶して硬さを向上する元素であることから、必要に応じて添加することができる。他方、Ａｌは多すぎると熱間加工性が悪化する。また、マトリックスに固溶して熱伝導率を低下させる。
そこで、Ａｌは０．００１％～０．２００％とする。好ましくはＡｌは０．００５％～０．１５０％である。
【0042】
焼入焼戻し状態での組織：マルテンサイト単相組織であること、またはマルテンサイトの割合が８０％以上のマルテンサイトとベイナイトの混合組織であること、
不完全焼入れ相であるベイナイトが多く存在すると靭性が大幅に低下し、ホットスタンピング・ダイカスト金型として使われた際に、十分な金型寿命が得られなくなる。そこで、焼入焼戻し後の組織は、マルテンサイト単相か、あるいはベイナイトとマルテンサイトとの混合組織の場合にはマルテンサイトの割合を８０％以上とすることが好ましい。すなわち、ベイナイト組織は２０％未満であることが好ましい。
不完全焼入れ相であるベイナイトが多く存在すると靭性が大幅に低下し、ホットスタンピング・ダイカスト金型として使われた際に、十分な金型寿命が得られなくなる。そこで、焼入焼戻し後の組織は、マルテンサイト単相か、あるいはベイナイトとマルテンサイトとの混合組織の場合にはマルテンサイトの割合を８０％以上とすることが好ましい。すなわち、ベイナイト組織は２０％未満であることが好ましい。
【0043】
焼入焼戻し状態でＭ23Ｃ６、Ｍ6Ｃ、Ｍ7Ｃ3、Ｍ3Ｃ、Ｍ2Ｃ、ＭＣの全炭化物中に占めるＭ23Ｃ6とＭ6Ｃ炭化物の割合：９０％以下
高温で粗大化しやすい炭化物のＭ23Ｃ6とＭ6Ｃが焼入焼戻し状態で多く存在すると、鋼材の軟化抵抗性が低下する。
そこで、Ｍ23Ｃ６、Ｍ6Ｃ、Ｍ7Ｃ3、Ｍ3Ｃ、Ｍ2Ｃ、ＭＣといった全炭化物中に占めるＭ23Ｃ6とＭ6Ｃ炭化物の割合を９０％以下とすることが好ましい。
高温で粗大化しやすい炭化物のＭ23Ｃ6とＭ6Ｃが焼入焼戻し状態で多く存在すると、鋼材の軟化抵抗性が低下する。
そこで、Ｍ23Ｃ６、Ｍ6Ｃ、Ｍ7Ｃ3、Ｍ3Ｃ、Ｍ2Ｃ、ＭＣといった全炭化物中に占めるＭ23Ｃ6とＭ6Ｃ炭化物の割合を９０％以下とすることが好ましい。
【0044】
以下に本発明の発明鋼を用いた実施例とその特性の評価について記載する。本発明の熱間工具鋼は、以下の実験に記載のような成分と熱処理によって得ることができる。
まず、表１の発明鋼Ｎｏ．１～４４および表２の比較鋼Ｎｏ．４５～６７に記載の化学成分の鋼をそれぞれ１００ｋｇ真空誘導溶解炉にて溶製し、得られた鋼塊を幅６５ｍｍ、高さ３０ｍｍのブロックに熱間鍛伸した。
この一部より直径８ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を作製し、熱間加工性の調査を実施した。
次に、残りの鍛伸材を８７０℃で焼なまし後、表面と中心の中間位置から直径２０ｍｍ、長さ１６０ｍｍの丸棒を採取した。この丸棒を１０３０℃に保持した後、空冷によって焼入れを行ない、５７０～６７０℃で２回焼戻しを行った後、これら試料について、組織観察、析出炭化物種の同定、熱伝導率、焼入焼戻し硬さ、靭性、軟化抵抗性の調査を実施した。
まず、表１の発明鋼Ｎｏ．１～４４および表２の比較鋼Ｎｏ．４５～６７に記載の化学成分の鋼をそれぞれ１００ｋｇ真空誘導溶解炉にて溶製し、得られた鋼塊を幅６５ｍｍ、高さ３０ｍｍのブロックに熱間鍛伸した。
この一部より直径８ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を作製し、熱間加工性の調査を実施した。
次に、残りの鍛伸材を８７０℃で焼なまし後、表面と中心の中間位置から直径２０ｍｍ、長さ１６０ｍｍの丸棒を採取した。この丸棒を１０３０℃に保持した後、空冷によって焼入れを行ない、５７０～６７０℃で２回焼戻しを行った後、これら試料について、組織観察、析出炭化物種の同定、熱伝導率、焼入焼戻し硬さ、靭性、軟化抵抗性の調査を実施した。
【0045】
【表1】
【0046】
【表2】
【0047】
（組織観察について）
組織観察は、焼入焼戻し後の試料の鍛伸方向に平行な面を鏡面になるまで研磨し、ナイタールで腐食した後、走査型電子顕微鏡を用いて行った。総面積５００００μｍ2の領域において、組織観察をする際には、ベイナイトの有無を確認し、ベイナイトが確認された場合には、画像解析を用いてベイナイトの面積率の算出を百分率で行った。
組織観察は、焼入焼戻し後の試料の鍛伸方向に平行な面を鏡面になるまで研磨し、ナイタールで腐食した後、走査型電子顕微鏡を用いて行った。総面積５００００μｍ2の領域において、組織観察をする際には、ベイナイトの有無を確認し、ベイナイトが確認された場合には、画像解析を用いてベイナイトの面積率の算出を百分率で行った。
【0048】
（炭化物観察について）
炭化物観察用の試験片は、焼入焼戻し後について試料の鍛伸方向に平行な面を研磨し、抽出レプリカ法により作成した。この試験片を、透過型電子顕微鏡の明視野像を用いて、総面積５００μｍ2の領域において観察した。
炭化物種は、電子線回折の結果と炭化物の形状から判断した。撮影した写真を画像解析し、全炭化物中に占めるＭ23Ｃ6、Ｍ6Ｃ炭化物の合計面積率を百分率で算出した。
なお、ここにいう全炭化物とは、Ｍ23Ｃ６、Ｍ6Ｃ、Ｍ7Ｃ3、Ｍ3Ｃ、Ｍ2Ｃ、ＭＣのことである。
炭化物観察用の試験片は、焼入焼戻し後について試料の鍛伸方向に平行な面を研磨し、抽出レプリカ法により作成した。この試験片を、透過型電子顕微鏡の明視野像を用いて、総面積５００μｍ2の領域において観察した。
炭化物種は、電子線回折の結果と炭化物の形状から判断した。撮影した写真を画像解析し、全炭化物中に占めるＭ23Ｃ6、Ｍ6Ｃ炭化物の合計面積率を百分率で算出した。
なお、ここにいう全炭化物とは、Ｍ23Ｃ６、Ｍ6Ｃ、Ｍ7Ｃ3、Ｍ3Ｃ、Ｍ2Ｃ、ＭＣのことである。
【0049】
（熱間加工性について）
熱間加工性は、グリーブル試験により評価を実施した。グリーブル試験には前記した直径８ｍｍＸ１００ｍｍの試験片を用い、７００℃～１３００℃でグリーブル試験を実施した。結果を表３、表４に熱間加工性（％）として示す。鋼塊状態にてグリーブル試験を１１００℃で実施したときの絞りが７０％以上のことを高熱間加工性であると評価した。
熱間加工性は、グリーブル試験により評価を実施した。グリーブル試験には前記した直径８ｍｍＸ１００ｍｍの試験片を用い、７００℃～１３００℃でグリーブル試験を実施した。結果を表３、表４に熱間加工性（％）として示す。鋼塊状態にてグリーブル試験を１１００℃で実施したときの絞りが７０％以上のことを高熱間加工性であると評価した。
【0050】
（熱伝導率の測定）
熱伝導率の測定には、レーザフラッシュ法を用いた。焼入焼戻し後の試料を直径１０ｍｍ×１ｍｍの円柱形状に仕上げ加工し、試験に供した。熱伝導率は、室温で測定した。結果を表３、表４に熱伝導率（Ｗ／ｍ・Ｋ）として示す。焼入焼戻し後の室温での熱伝導率が２５．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上のものを高熱伝導率であると評価した。
熱伝導率の測定には、レーザフラッシュ法を用いた。焼入焼戻し後の試料を直径１０ｍｍ×１ｍｍの円柱形状に仕上げ加工し、試験に供した。熱伝導率は、室温で測定した。結果を表３、表４に熱伝導率（Ｗ／ｍ・Ｋ）として示す。焼入焼戻し後の室温での熱伝導率が２５．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上のものを高熱伝導率であると評価した。
【0051】
（焼入焼戻し硬さ）
焼入焼戻し硬さはロックウェル硬さ試験機により室温で測定した。焼入焼戻状態の試料の鍛伸方向に垂直な面を硬さ測定した。結果を表３、表４に焼入焼戻し硬さ（ＨＲＣ）として示す。焼入焼戻し後の室温での硬さが４８．０ＨＲＣ以上のことを高硬度であると評価した。
焼入焼戻し硬さはロックウェル硬さ試験機により室温で測定した。焼入焼戻状態の試料の鍛伸方向に垂直な面を硬さ測定した。結果を表３、表４に焼入焼戻し硬さ（ＨＲＣ）として示す。焼入焼戻し後の室温での硬さが４８．０ＨＲＣ以上のことを高硬度であると評価した。
【0052】
（靱性）
靱性は、室温でのシャルピー衝撃試験により評価を実施した。試験片は、焼入焼戻し後の試料から作製した。試験片形状は２ｍｍＵノッチシャルピー試験片であり、ノッチ方向は鍛伸方向に対して垂直な方向とした。得られたシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）を表３、表４に示す。焼入焼戻し後の室温でのシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上のものを高靱性であると評価した。
靱性は、室温でのシャルピー衝撃試験により評価を実施した。試験片は、焼入焼戻し後の試料から作製した。試験片形状は２ｍｍＵノッチシャルピー試験片であり、ノッチ方向は鍛伸方向に対して垂直な方向とした。得られたシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）を表３、表４に示す。焼入焼戻し後の室温でのシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上のものを高靱性であると評価した。
【0053】
（軟化抵抗性）
軟化抵抗性は、焼入焼戻し後の試料を６００℃で１００時間保持、空冷した後、室温での硬さをロックウェル硬さ試験機で測定することで評価した。結果を表３、表４に高温保持後の硬さ（ＨＲＣ）として示す。焼入焼戻し後に６００℃で１００ｈ保持後の室温での硬さが３２．０ＨＲＣ以上のものを高軟化抵抗性であると評価した。
軟化抵抗性は、焼入焼戻し後の試料を６００℃で１００時間保持、空冷した後、室温での硬さをロックウェル硬さ試験機で測定することで評価した。結果を表３、表４に高温保持後の硬さ（ＨＲＣ）として示す。焼入焼戻し後に６００℃で１００ｈ保持後の室温での硬さが３２．０ＨＲＣ以上のものを高軟化抵抗性であると評価した。
【0054】
【表3】
【0055】
【表4】
【0056】
発明鋼Ｎｏ．１～４４は、いずれも熱間工具鋼は、鋼塊状態にてグリーブル試験を１１００℃で実施したときの絞りが７０％以上の高熱間加工性を示し、焼入焼戻し後の室温での熱伝導率が２５．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の高熱伝導率であって、焼入焼戻し後の室温での硬さが４８．０ＨＲＣ以上と高硬度であって、焼入焼戻し後の室温でのシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上の高靱性であって、焼入焼戻し後に６００℃で１００ｈ保持後の室温での硬さが３２．０ＨＲＣ以上といった高軟化抵抗性を示すものとなり、これらの全ての特性を兼ね備えるものとなった。
【0057】
比較鋼Ｎｏ．４５では、Ｃ量が少なく、十分な焼入焼戻硬さが得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．４６では、Ｃ量が過剰であり、熱間加工性が悪く、また十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．４７では、Ｓｉ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．４８では、Ｍｎ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．４９では、Ｃｒ量が少なく、マルテンサイトの割合が低かったので、十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．５０では、Ｃｒ量が過剰であり、熱伝導率が低下し、軟化抵抗性も低下した。
比較鋼Ｎｏ．５１では、Ｃｕ量が少なく、マルテンサイトの割合が低かったので、十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．５２では、Ｃｕ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．５３では、Ｎｉ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．５４では、Ｍｏ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．５５では、Ｗ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．５６では、Ｍｏ＋１／２Ｗの量が少なく、十分な焼入焼戻硬さが得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．５７では、Ｍｏ＋１／２Ｗの量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．５８では、Ｖ量が少なく、十分な焼入焼戻硬さが得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．５９では、Ｖ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．６０では、Ｎ量が過剰であり、熱間加工性が悪化した。
比較鋼Ｎｏ．６１では、Ｏ量が過剰であり、熱間加工性が悪化した。
比較鋼Ｎｏ．６２では、Ｔｉ量が過剰であり、十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．６３では、Ａｌ量が過剰であり、熱間加工性が悪く、また十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．６４では、Ｂが含有されておらず、マルテンサイトの割合が低かったので、十分な靱性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．６５では、Ｂ量が過剰であり、熱間加工性が悪く、また十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．６６では、Ｂ＋Ｏ＋Ｎの量が過剰であり、熱間加工性が悪化した。
比較鋼Ｎｏ．６７では、成分組成は本発明の範囲を充たしているものの、式Ｋの値が低いものであるところ、熱間加工性が低いものであった。
比較鋼Ｎｏ．４６では、Ｃ量が過剰であり、熱間加工性が悪く、また十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．４７では、Ｓｉ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．４８では、Ｍｎ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．４９では、Ｃｒ量が少なく、マルテンサイトの割合が低かったので、十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．５０では、Ｃｒ量が過剰であり、熱伝導率が低下し、軟化抵抗性も低下した。
比較鋼Ｎｏ．５１では、Ｃｕ量が少なく、マルテンサイトの割合が低かったので、十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．５２では、Ｃｕ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．５３では、Ｎｉ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．５４では、Ｍｏ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．５５では、Ｗ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．５６では、Ｍｏ＋１／２Ｗの量が少なく、十分な焼入焼戻硬さが得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．５７では、Ｍｏ＋１／２Ｗの量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．５８では、Ｖ量が少なく、十分な焼入焼戻硬さが得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．５９では、Ｖ量が過剰であり、熱伝導率が低下した。
比較鋼Ｎｏ．６０では、Ｎ量が過剰であり、熱間加工性が悪化した。
比較鋼Ｎｏ．６１では、Ｏ量が過剰であり、熱間加工性が悪化した。
比較鋼Ｎｏ．６２では、Ｔｉ量が過剰であり、十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．６３では、Ａｌ量が過剰であり、熱間加工性が悪く、また十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．６４では、Ｂが含有されておらず、マルテンサイトの割合が低かったので、十分な靱性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．６５では、Ｂ量が過剰であり、熱間加工性が悪く、また十分な靭性が得られなかった。
比較鋼Ｎｏ．６６では、Ｂ＋Ｏ＋Ｎの量が過剰であり、熱間加工性が悪化した。
比較鋼Ｎｏ．６７では、成分組成は本発明の範囲を充たしているものの、式Ｋの値が低いものであるところ、熱間加工性が低いものであった。