(57)【要約】【課題】  優れた被削性および靭性を有し、耐ヒートクラック性も兼備するダイカスト金型用鋼およびダイカスト金型を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％未満、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０〜３．０％、ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：２．０％以下、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．５％より多く３．０％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるダイカスト金型用鋼である。０．００５〜０．０５％のＰおよび／または０．００３％以下のＢを含んでもよい。そして、これらの鋼を用いて作製したダイカスト金型である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％未満、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０〜３．０％、ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：２．０％以下、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．５％より多く３．０％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするダイカスト金型用鋼。
【請求項２】
質量％で、Ｆｅの一部をＰ：０．００５〜０．０５％で置換することを特徴とする請求項１に記載のダイカスト金型用鋼。
【請求項３】
質量％で、Ｆｅの一部をＢ：０．００３％以下で置換することを特徴とする請求項１または２に記載のダイカスト金型用鋼。
【請求項４】
硬さを３５ＨＲＣ以下に調質したことを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載のダイカスト金型用鋼。
【請求項５】
請求項１ないし４のいずれかに記載のダイカスト金型用鋼を用いて製作したことを特徴とするダイカスト金型。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、優れた被削性および靭性を有し、耐ヒートクラック性も兼備するダイカスト金型用鋼およびダイカスト金型に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ダイカスト金型においてはアルミ合金などの溶湯との接触による加熱と、水溶性離型剤などによる冷却が繰返し行われるため、その金型表面には圧縮および引張の熱応力が負荷される。実操業においては、この熱応力が繰り返し負荷されるため、金型表面に熱疲労クラックが発生し、被加工材に転写されるようになる。このクラックの転写は徐々に激しくなり、金型が使用できなくなると廃却となる。
【０００３】
このような熱応力負荷のもとで、多くのダイカスト金型は数万〜十数万ショットの使用に耐えなければならず、素材としては高温強度、靭性に優れる材料が必要となり、一般的にはＪＩＳ  ＳＫＤ６１が使用される。ＳＫＤ６１は焼入れ焼戻し状態では十分な被削性が得られないため、金型製作は焼きなまし状態で粗加工を行ってから、焼入れ焼戻し処理が行われ、最後に仕上げ加工が行われる工程となっている。
【０００４】
一方で、ダイカスト金型では試作型や少量生産用の金型などのようにＳＫＤ６１で得られるほどの寿命をさして必要としない金型もある。このような金型には、その使用サイクルの速さに対応すべく、製作リードタイムを短縮することが求められる。すなわち、焼入れ焼戻しにより硬さ調質した後に、粗加工から仕上げ加工までを行なう工程とする必要があり、被削性に優れた金型材料が使用されている（特許文献１参照）。
【特許文献１】特開２００３−１３８３４２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
被削性に優れた金型材料として上述した特許文献１に開示される手法は、被削性を向上させる点では有利であるものの、金型材料としてもう一つ重要な特性である耐ヒートクラック性の点では、硬さが低く設定されているため目標寿命を達成できない懸念がある。他方、一般的には、被削性に優れた金型材料としてＳＫＤ６１等をベースにＳなどの快削性元素を多く含有し、４０ＨＲＣ前後に調質された鋼も使用されており、ＭｎＳなどの介在物が多く分布した組織となっている。しかし、それら介在物は素材製造時の鍛造により鍛伸方向に細長く伸びた形態となっているため、被削性は良好である反面、介在物を起点としたヒートクラックが発生し易く、靭性も低いという欠点がある。このためヒートクラックが早期に発生し、介在物に沿って急速に深く進展してしまい、試作型や少量生産用の金型といえども目標とする寿命を達成することができない場合が多くあった。
【０００６】
このような場合、寿命を向上させるために金型の型彫面に窒化処理を施すという対策も採られているが、それでも介在物が細長く伸びた形態となっていると、発生したヒートクラックが母材まで急速進展してしまうため、窒化による大きな効果は得られ難い。しかも窒化処理を行なうことによって金型作製リードタイムや生産コストの増大となる。
【０００７】
そこで本発明は、優れた被削性および靭性を有し、耐ヒートクラック性も兼備するダイカスト金型用鋼およびダイカスト金型を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者は、快削性元素の添加を必要最低限に抑えることで介在物による靭性低下を抑制し、その基地の被削性を向上させることで快削性元素の多量添加をせずとも良好な被削性を与え、さらには、耐ヒートクラック性を向上させるための良好な高温強度と室温延性を得ることができる成分について鋭意研究を行った結果、本発明に到達した。
【０００９】
すなわち、本発明のダイカスト金型用鋼は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％未満、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０〜３．０％、ＭｏおよびＷは単独または複合で（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：２．０％以下、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．５％より多く３．０％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものであって、優れた被削性を有し、金型としての耐ヒートクラック性をも達成できるダイカスト金型用鋼である。
【００１０】
また、これら本発明のダイカスト金型用鋼について、Ｆｅの一部をＰ：０．００５〜０．０５％で置換したもの、あるいは、Ｆｅの一部をＢ：０．００３％以下で置換したものであり、あるいは、硬さを３５ＨＲＣ以下に調質したものである。
【００１１】
そして、以上の本発明のダイカスト金型用鋼を用いて製作したダイカスト金型であれば、十分な耐ヒートクラック性を達成することができる。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、焼入れ焼戻しにより調質済みの鋼を用いて試作用や少量生産用等のダイカスト金型を製作することができ、かつ得られた金型はダイカストに使用中にＡｌ等の被加工材からの熱で表面硬化して耐ヒートクラック性が良好となるので、窒化等の特別な処理を施さなくてもよく、金型製作のリードタイムと生産コストを節減することができる。また、合金元素量が少なく、熱伝導率が良いため、Ａｌ等の被加工材からの熱を速やかに拡散させることができ、金型の温度が高くなり過ぎるのを防げるので、耐焼付き性も良好である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
本発明の特徴は、ダイカスト金型への適用に最適かつ、その製作リードタイムをも短縮可能な金型用鋼および金型を見いだしたところにある。
【００１４】
これらの課題を達成するためには、介在物による靭性低下を抑制し、かつ硬さを高くして高温強度を高める事でヒートクラックの発生および進展を遅くする必要がある。しかし、靭性低下を抑えるべくＭｎＳといった介在物を低減したり、硬さを高くしたりすると被削性が低下してしまうため、本発明者は基地の被削性を向上させて、快削性元素の添加を必要最低限に抑えても優れた被削性を維持でき、さらに型を作成したあとに特別な処理を施すことなく硬さを上昇させる手段を考えた。
【００１５】
つまり、焼入れにより上部ベイナイト組織を生成させ、かつ焼戻しにてＣｒ，ＭｏまたはＷ，Ｖ炭化物を析出・凝集させて、強度を付与すると共に適度の脆化を起こさせることにより、基地に良好な被削性を与えることである。さらに金型が完成し、ダイカスト金型として使用中に、Ａｌ等の被加工材からの熱が加わることで金型キャビティ面表層部もしくは金型全体が時効硬化して良好な耐ヒートクラック性を得ることであって、本発明者は、これら作用を達成できる成分について鋭意研究を行った結果、本発明に到達したのである。以下、本発明鋼の成分限定の理由について述べる。
【００１６】
Ｃは、本発明鋼の焼入れ組織を被切削性の良好な上部ベイナイト組織に保ち、かつ焼戻しにおけるＣｒ，ＭｏまたはＷ，Ｖ炭化物の析出による強化をもたらすために必要な基本的添加元素である。多過ぎると基地をマルテンサイト組織化し、過度の炭化物を形成して硬さの上昇を招き、被削性を低下させるので０．１％未満とし、低過ぎるとフェライトの生成を招くので０．０２％以上とする。好ましくは０．０４％以上０．０８％以下である。
【００１７】
Ｓｉは、製鋼時の脱酸剤であるとともに被削性を高める元素であるが、多過ぎるとフェライトの生成をまねくので１．０％以下とする。
【００１８】
Ｍｎは、焼入性を高め、フェライトの生成を抑制し、適度の焼入れ焼戻し硬さを得る効果がある。また、非金属介在物ＭｎＳとして存在し、被削性の向上に大きな効果がある。この効果を得るため０．１％以上の添加が必要だが、多過ぎるとベイナイト組織を過度に微細化させ、また基地の粘さを上げて被削性を低下させるので３．０％以下とする。さらに好ましくは０．３％以上である。
【００１９】
Ｓは、非金属介在物ＭｎＳとして存在し、被削性の向上に大きな効果がある。この効果を得るため０．０１％以上の添加が必要だが、多量に含有すると細長く伸びたＭｎＳが多く存在する組織となり、上述のごとくヒートクラックの起点になり易く、さらに靭性の低下によりクラックが進展してしまう。このため、耐ヒートクラック性を著しく低下させてしまい、窒化処理などの表面処理による改善効果も得られなくなってしまうので、０．０５％以下に限定する。
【００２０】
Ｎｉは、焼入性を高め、フェライトの生成を抑制する元素である。多過ぎるとベイナイト組織を過度に微細化させ、基地の粘さを上げて被削性を低下させるので２．０％以下とする。さらに好ましくは１．０％以下である。
【００２１】
Ｃｒは、焼戻しにより微細炭化物を析出・凝集させて強度を付与するために、また窒化処理を行なう場合には、それによる適度の硬化をも得るために添加される。本効果を得るためには１．０％以上が必要であるが、多過ぎるとベイナイト組織を微細化させ基地の粘さを上げて被削性を低下させ、また窒化処理を施す場合に過度に硬化して窒化層の靭性を悪化し、耐ヒートクラック性を低下させるので３．０％以下とした。
【００２２】
ＭｏおよびＷは、焼戻しにより微細炭化物を析出・凝集させて強度を付与し、軟化抵抗を向上させるために単独または複合で添加される。本用途の場合、多量の添加は不要で、多過ぎると被削性や延性の低下を招くので、（Ｍｏ＋１／２Ｗ）で２．０％以下とした。なお、上記の効果を得るに好ましくは０．０３％以上である。
【００２３】
Ｖは、焼戻し軟化抵抗を高めるとともに結晶粒の粗大化を抑制し、靭性向上に寄与する。この効果を得るためには０．０１％以上を必要とするが、多過ぎると被削性や延性の低下を招くので１．０％以下とした。さらに好ましくは０．５％以下である。
【００２４】
Ｃｕは、本発明にとっての重要な添加元素であり、金型として使用中にＡｌ等の被加工材からの熱が加わることによりＦｅ−Ｃｕ固溶体やＣｕ粒子を析出させ、良好な耐ヒートクラック性を得るために必要な硬さを付与するために添加される。多過ぎるとベイナイト組織を微細化させ被削性が低下し、また熱間加工性を低下させるので３．０％以下とし、低過ぎると上記の効果が得られないので０．５％より多くする。より好ましくは、１．０％〜２．０％である。
【００２５】
以下、本発明を構成するその他の有効な成分元素について述べる。
Ｐは、その含有にて焼戻し脆化により適度に靭性を低下させ、被削性を改善することが可能である。この効果を得るために必要に応じて０．００５％以上を含有せしめ、好ましくは０．０１％以上を添加するが、多過ぎると著しく靭性や延性を悪化させ、耐ヒートクラック性を低下させるので０．０５％以下とする。
【００２６】
Ｂは、焼入性を高め、また窒素と結びつき窒化硼素となる事によって耐ヒートクラック性を向上させるために必要な硬さを付与する元素であり、必要に応じて添加する。しかし、その含有量が多過ぎると溶接割れが起こりやすくなるため、０．００３％以下とする。
【００２７】
なお、Ｃａ，Ｔｅ，Ｚｒ，Ｓｅ，Ｃｅ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｓｎ，Ｓｂは、何れも被削性を付与するための元素であり、必要に応じてこれらのうちの１種あるいは２種以上を添加してもよい。多過ぎると靭性を低下させるので、それぞれＣａ：０．０１％以下、Ｔｅ：０．２％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｓｅ：０．０５％以下、Ｃｅ：０．１％以下、Ｐｂ：０．２％以下、Ｂｉ：０．２％以下、Ｓｎ：０．０５％以下、Ｓｂ：０．０５％以下が好ましい。
【００２８】
以上が本発明鋼の成分の限定理由であるが、本発明鋼を用いてダイカスト金型を製作する際は、基地に更なる被削性を付与するために３５ＨＲＣ以下に調質することが好ましい。これにおいては焼入れ後の焼戻しにてその硬さの付与が可能である。そして、その優れた被削性と金型としての十分な硬さを得るに好ましくは３０ＨＲＣ以上である。
【実施例１】
【００２９】
表１に本発明鋼および比較鋼の化学成分を示す。比較鋼Ｈはダイカスト金型として一般的に使用されているＪＩＳ  ＳＫＤ６１である。
【００３０】
【表１】
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【００３１】
これらの本発明鋼および比較鋼を焼入れ後、低温（４００℃）焼戻しによって調質し、評価試料のダイカスト金型用鋼とした。なお、本発明鋼は全て上部ベイナイト組織になっていることを確認しており、被削性が良好な組織である。そして、これらの評価試料を切削加工してなるダイカスト金型にあっては、その使用中の状態を想定しての、さらに４８０℃で２時間の時効処理を行った試料の硬さの変化を表２に示す。
【００３２】
【表２】
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【００３３】
本発明鋼Ａ，Ｂ，ＣおよびＤは、調質後の鋼素材状態では被削性に優れる一方で、それより製造された金型としての使用中には充分な時効硬化量が得られており、中でもＣｕ量が好ましい範囲である本発明鋼Ｂ，ＣおよびＤはその硬化量が大きい。
【００３４】
一方、Ｃ量が本発明の範囲よりも多い比較鋼Ｇ，Ｈでは、焼入性が良過ぎ、かつ炭素量が多いので焼入硬さが高くなり、低温焼戻しでは３０〜３５ＨＲＣの範囲に調質できないため、このままでは被削性が悪い。また、高温焼戻しによって３０〜３５ＨＲＣの範囲に調質したとしても、その場合は、調質中に時効硬化に寄与する元素もほとんど全てが析出してしまうため、その後の金型としての使用中には時効硬化性が失われる。そして、Ｃｕ量が本発明の範囲よりも少ない比較鋼ＥおよびＦは、金型としての使用中に時効硬化がほとんど生じず、耐ヒートクラック性に充分な硬さが得られていない。
【実施例２】
【００３５】
次に、表１の本発明鋼Ｂ，Ｃおよび比較鋼Ｈを３２ＨＲＣと３７ＨＲＣに調質した試料の、６００℃での高温引張試験から得られた０．２％耐力値および室温（２３±２℃）での引張試験から得られた絞り値と、さらに３７ＨＲＣに調質した試料の熱伝導率とを表３に示す。ここで、本発明鋼Ｂ，Ｃにあっては、その３２ＨＲＣの硬さは、金型として使用中の初期状態を想定したものであり、３７ＨＲＣの硬さは、使用中に硬さが向上した状態を想定したものである。比較鋼Ｈにあっては、金型として使用中の硬さ向上は期待できないが、本発明の効果を示す上で、敢えて同２種の硬さ試料を準備している。
【００３６】
【表３】
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【００３７】
ＳＫＤ６１である比較鋼Ｈは、その硬さが高くなると、それに従って耐力値は向上し、そして絞り値は低下するものであるところ、本発明鋼Ｂ，Ｃは、いずれの硬さ状態であっても、３７ＨＲＣの比較鋼Ｈよりも高温強度が高く、３２ＨＲＣの比較鋼Ｈよりも室温延性が大きいことから、優れた耐ヒートクラック性を示すことがわかる。また、合金元素量が少ない本発明鋼Ｂ，Ｃは、比較鋼Ｈと比べて熱伝導率が高く、優れた耐焼付き性を有する事もわかる。
【実施例３】
【００３８】
次に、本発明鋼ＢおよびＣを３２ＨＲＣと３７ＨＲＣに調質した試料を、室温で２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験した結果を表４に示す。なお、この場合においても、２種の硬さを準備する理由は、実施例２の通りである。
【００３９】
【表４】
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【００４０】
本発明鋼は、いずれの硬さ状態の時であっても、６０Ｊ／ｃｍ２前後の高いシャルピー衝撃値を示しており、金型使用初期の状態（３２ＨＲＣ）でも、使用中に時効硬化（３７ＨＲＣに硬度上昇）しても、十分な靭性を有することがわかる。