(57)【要約】      （修正有）【課題】高温熱伝導度に優れた長寿命ダイカスト用熱間金型鋼及びその製造方法の提供。【解決手段】全重量に対し、炭素（Ｃ）０．３５〜０．４５重量％、ケイ素（Ｓｉ）０．２０〜０．３０重量％、マンガン（Ｍｎ）０．３０〜０．４０重量％、ニッケル（Ｎｉ）０．５０〜１．２０重量％、クロム（Ｃｒ）１．５〜２．２重量％、モリブデン（Ｍｏ）２．０〜２．６重量％、タングステン（Ｗ）０．０００１〜１．０重量％、チタン（Ｔｉ）０超過０．４０重量％以下、バナジウム（Ｖ）０．３０〜０．５０重量％、ホウ素（Ｂ）０．０００１〜０．００３重量％及び銅（Ｃｕ）０．００５〜０．０２重量％を含み、残りはＦｅ及び不可避不純物を含む熱間金型鋼。更にアルミニウム（Ａｌ）０．０２〜０．０８重量％と窒素（Ｎ）０．００５〜０．０６重％とリン（Ｐ）０．００１〜０．００６重量％と硫黄（Ｓ）０．０００１〜０．００２重量％含むことが好ましい、熱間金型鋼【選択図】図１
2018083980.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
全重量に対して、炭素（Ｃ）０．３５〜０．４５重量％、ケイ素（Ｓｉ）０．２０〜０．３０重量％、マンガン（Ｍｎ）０．３０〜０．４０重量％、ニッケル（Ｎｉ）０．５０〜１．２０重量％、クロム（Ｃｒ）１．５〜２．２重量％、モリブデン（Ｍｏ）２．０〜２．６重量％、タングステン（Ｗ）０．０００１〜１．０重量％、チタン（Ｔｉ）０超過０．４０重量％以下、バナジウム（Ｖ）０．３０〜０．５０重量％、ホウ素（Ｂ）０．０００１〜０．００３重量％および銅（Ｃｕ）０．００５〜０．０２重量％を含み、残りはＦｅおよび不可避不純物を含む、熱間金型鋼。
【請求項２】
前記熱間金型鋼は、アルミニウム（Ａｌ）０．０２〜０．０８重量％をさらに含む、請求項１に記載の熱間金型鋼。
【請求項３】
前記熱間金型鋼は、窒素（Ｎ）０．００５〜０．０６重量％をさらに含む、請求項１または請求項２に記載の熱間金型鋼。
【請求項４】
前記熱間金型鋼は、リン（Ｐ）０．００１〜０．００６重量％および硫黄（Ｓ）０．０００１〜０．００２重量％をさらに含む、請求項１から請求項３の何れか一項に記載の熱間金型鋼。
【請求項５】
前記熱間金型鋼をなす炭素、ケイ素、マンガン、クロム、モリブデンおよびニッケルそれぞれの含有量の値を下記式（１）に代入する場合、その値が２５以上である、請求項１から請求項４の何れか一項に記載の熱間金型鋼：
Ｆ（Ｃ）×Ｆ（Ｓｉ）×Ｆ（Ｍｎ）×Ｆ（Ｃｒ）×Ｆ（Ｍｏ）×Ｆ（Ｎｉ）    式（１）
（ただし、上記式（１）中、
Ｆ（Ｃ）＝０．３７−０．３９×（０．１２＾炭素含有量（％））；
Ｆ（Ｓｉ）＝０．７×ケイ素含有量（％）＋１；
Ｆ（Ｍｎ）＝３．３５×マンガン含有量（％）＋１；
Ｆ（Ｃｒ）＝２．１６×クロム含有量（％）＋１；
Ｆ（Ｎｉ）＝０．３６×ニッケル含有量（％）＋１；および
Ｆ（Ｍｏ）＝３×モリブデン含有量（％）＋１であってもよい）。
【請求項６】
前記熱間金型鋼をなす炭素、ケイ素、マンガン、クロム、モリブデンおよびニッケルそれぞれの含有量の値を上記式（１）に代入する場合、その値が３０以上である、請求項５に記載の熱間金型鋼。
【請求項７】
前記熱間金型鋼をなすモリブデンおよびタングステンそれぞれの含有量の値を下記式（２）に代入する場合、その値が２以上３以下である、請求項１から請求項６の何れか一項に記載の熱間金型鋼：
モリブデン含有量（％）＋０．５×タングステン含有量（％）    式（２）。
【請求項８】
前記熱間金型鋼をなすチタンおよびバナジウムそれぞれの含有量の値を下記式（３）に代入する場合、その値が０．４以上０．５以下である、請求項１から請求項７の何れか一項に記載の熱間金型鋼：
チタン含有量（％）＋バナジウム含有量（％）    式（３）。
【請求項９】
前記熱間金型鋼をなすクロム、モリブデンおよびタングステンそれぞれの含有量の値を下記式（４）に代入する場合、その値が９以上である、請求項１から請求項８の何れか一項に記載の熱間金型鋼：
クロム含有量（％）＋３．３×｛モリブデン含有量（％）＋０．５×タングステン含有量（％）｝    式（４）。
【請求項１０】
前記熱間金型鋼は、ダイカスト（ｄｉｅ−ｃａｓｔｉｎｇ）用である、請求項１から請求項９の何れか一項に記載の熱間金型鋼。
【請求項１１】
全重量に対して、炭素（Ｃ）０．３５〜０．４５重量％、ケイ素（Ｓｉ）０．２０〜０．３０重量％、マンガン（Ｍｎ）０．３０〜０．４０重量％、ニッケル（Ｎｉ）０．５０〜１．２０重量％、クロム（Ｃｒ）１．５〜２．２重量％、モリブデン（Ｍｏ）２．０〜２．６重量％、タングステン（Ｗ）０．０００１〜１．０重量％、チタン（Ｔｉ）０超過０．４０重量％以下、バナジウム（Ｖ）０．３０〜０．５０重量％、ホウ素（Ｂ）０．０００１〜０．００３重量％および銅（Ｃｕ）０．００５〜０．０２重量％を含み、残りはＦｅおよび不可避不純物を含む鋼塊を製造するステップと、
前記鋼塊を鍛造して金型素材を製造するステップと、
前記金型素材をクエンチング（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）するステップと、
前記クエンチングの後、テンパリング（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）するステップとを含む、熱間金型鋼の製造方法。
【請求項１２】
前記鋼塊は、アルミニウム（Ａｌ）０．０２〜０．０８重量％をさらに含む、請求項１１に記載の熱間金型鋼の製造方法。
【請求項１３】
前記鋼塊は、窒素（Ｎ）０．００５〜０．０６重量％をさらに含む、請求項１１または請求項１２に記載の熱間金型鋼の製造方法。
【請求項１４】
前記鋼塊は、リン（Ｐ）０．００１〜０．００６重量％および硫黄（Ｓ）０．０００１〜０．００２重量％をさらに含む、請求項１１から請求項１３の何れか一項に記載の熱間金型鋼の製造方法。
【請求項１５】
前記鋼塊を鍛造する前に、エレクトロスラグ再溶解（Ｅｌｅｃｔｒｏ−ｓｌａｇ  ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ、ＥＳＲ）工程を行うステップをさらに含む、請求項１１から請求項１４の何れか一項に記載の熱間金型鋼の製造方法。
【請求項１６】
前記エレクトロスラグ再溶解工程は、アルゴンガス雰囲気下で行われる、請求項１５に記載の熱間金型鋼の製造方法。
【請求項１７】
前記鋼塊を鍛造する前に、鋼塊を８００〜１３００℃の温度で予備熱処理するステップをさらに含む、請求項１１から請求項１６の何れか一項に記載の熱間金型鋼の製造方法。
【請求項１８】
前記鍛造は、５Ｓ以上の鍛造比で行われる、請求項１１から請求項１７の何れか一項に記載の熱間金型鋼の製造方法。
【請求項１９】
前記鍛造は、８５０〜１３００℃の温度下で行われる、請求項１１から請求項１８の何れか一項に記載の熱間金型鋼の製造方法。
【請求項２０】
前記クエンチングは、９００〜１０３０℃の温度下で行われる、請求項１１から請求項１９の何れか一項に記載の熱間金型鋼の製造方法。
【請求項２１】
前記テンパリングは、５００〜６３０℃の温度下で行われる、請求項１１から請求項２０の何れか一項に記載の熱間金型鋼の製造方法。
【請求項２２】
前記テンパリングは、５８０〜６００℃の温度下で一次テンパリングするステップと、
５５０〜５９０℃の温度下で二次テンパリングするステップとを含む、請求項１１から請求項２１の何れか一項に記載の熱間金型鋼の製造方法。
【請求項２３】
前記二次テンパリングの後、６１０〜６３０℃の温度下で三次テンパリングするステップをさらに含む、請求項２２に記載の熱間金型鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高温熱伝導度に優れた長寿命ダイカスト（ｄｉｅ−ｃａｓｔｉｎｇ）用熱間金型鋼およびその製造方法に関し、より具体的には、自動車部品などを生産するに際して使用されるダイカストに適用できるもので、高温熱伝導度および耐久性に優れた熱間金型鋼とこれを製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
熱間金型鋼は、合金元素として、鉄のほか、特に、炭素、クロム、タングステン、シリコン、ニッケル、モリブデン、マンガン、バナジウムおよびコバルトを異なる量で含む合金の金型鋼である。熱間金型鋼から、特に、ダイカスト、押出またはダイ鍛造時に、材料の成形のために適した、熱間金型鋼対象物が製造できる。この金型の例としては、高い加工温度で特別な機械的強度特性を有しなければならない押出ダイ、鍛造金型、ダイカストモールド、プレスダイまたはこれと類似のものがある。
【０００３】
金型鋼、特に、熱間金型鋼およびこれらで製造された鋼対象物の重要な機能は、技術的プロセスに使用する時、前に導入された、またはプロセス自体に生じた熱の十分な放出を保証することである。
【０００４】
熱間金型鋼で製造される熱間金型は、高い加工温度で高い機械的安定性とともに、良好な熱伝導率および高い耐熱摩耗性を有しなければならない。熱間金型鋼の他の重要な特性は、十分な硬度および強度とともに、高い使用温度における優れた硬度および耐摩耗性である。
【０００５】
金型の製造のために使用される熱間金型鋼の高い熱伝導率は、多くの用途において非常に重要であるが、その理由は、これが著しいサイクル時間の短縮につながるからである。工作物の熱間成形のための熱間成形装置の作動は比較的多くの費用を要するため、サイクル時間の短縮によって多くの費用が節減できる。また、熱間金型鋼の高い熱伝導率はダイカスト時に好ましいが、その理由は、それに使用されるモールドが非常に高くなった熱耐久性によってはるかに長い寿命を有するからである。金型を製造するためにたびたび使用される金型鋼は、通常、室温で約１８〜２４Ｗ／ｍＫの熱伝導率を有する。
【０００６】
一方、熱間成形用金型鋼として用いられたＳＴＤ６１は、高温熱伝導度が２８Ｗ／ｍＫ未満と熱伝導度が低いため、高温作業中の素材の部位に応じた温度差による膨張率の差からヒートチェック亀裂の発生頻度が高く、それにより金型の寿命が減少し、生産製品の冷却速度を十分に高められず、高い冷却速度を必要とするホットスタンピング製品の品質低下および生産性の減少を誘発する問題点があった。また、高温で摩耗抵抗性を維持する析出相が低い硬度のクロムカーバイド系であるので、高温で摩耗抵抗性が低い問題点があった。
【０００７】
最近、自動車産業の環境配慮・高燃費の傾向により軽量化を達成するために軽量非鉄金属の使用が増加しており、これを成形するためのダイカスト用金型鋼の需要が増加しているが、韓国国内で使用されるダイカスト用熱間金型鋼市場は日立等の海外先進企業が占有しており、価格帯は高く形成されているが、長寿命ダイカストを製造するに際して、金型鋼の熱伝導度または耐久性などが満足すべき水準には及ばない問題点がある。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、熱間金型鋼をなす組成とその製造条件を最適化することにより、高温熱伝導度および高温耐久性に優れて長寿命のダイカストを製造できる熱間金型鋼を提供する。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明の一実施形態によれば、全重量に対して、炭素（Ｃ）０．３５〜０．４５重量％、ケイ素（Ｓｉ）０．２０〜０．３０重量％、マンガン（Ｍｎ）０．３０〜０．４０重量％、ニッケル（Ｎｉ）０．５０〜１．２０重量％、クロム（Ｃｒ）１．５〜２．２重量％、モリブデン（Ｍｏ）２．０〜２．６重量％、タングステン（Ｗ）０．０００１〜１．０重量％、チタン（Ｔｉ）０超過０．４０重量％以下、バナジウム（Ｖ）０．３０〜０．５０重量％、ホウ素（Ｂ）０．０００１〜０．００３重量％および銅（Ｃｕ）０．００５〜０．０２重量％を含み、残りはＦｅおよび不可避不純物を含む、熱間金型鋼に関する。
【００１０】
本発明において、前記熱間金型鋼は、アルミニウム（Ａｌ）０．０２〜０．０８重量％をさらに含んでもよい。
本発明において、前記熱間金型鋼は、窒素（Ｎ）０．００５〜０．０６重量％をさらに含んでもよい。
本発明において、前記熱間金型鋼は、リン（Ｐ）０．００１〜０．００６重量％および硫黄（Ｓ）０．０００１〜０．００２重量％をさらに含んでもよい。
本発明において、前記熱間金型鋼をなす炭素、ケイ素、マンガン、クロム、モリブデンおよびニッケルそれぞれの含有量の値を下記式（１）に代入する場合、その値が２５以上であってもよい：
【００１１】
Ｆ（Ｃ）×Ｆ（Ｓｉ）×Ｆ（Ｍｎ）×Ｆ（Ｃｒ）×Ｆ（Ｍｏ）×Ｆ（Ｎｉ）    式（１）
（ただし、上記式（１）中、
Ｆ（Ｃ）＝０．３７−０．３９×（０．１２＾炭素含有量（％））；
Ｆ（Ｓｉ）＝０．７×ケイ素含有量（％）＋１；
Ｆ（Ｍｎ）＝３．３５×マンガン含有量（％）＋１；
Ｆ（Ｃｒ）＝２．１６×クロム含有量（％）＋１；
Ｆ（Ｎｉ）＝０．３６×ニッケル含有量（％）＋１；および
Ｆ（Ｍｏ）＝３×モリブデン含有量（％）＋１であってもよい。）。
【００１２】
本発明において、前記熱間金型鋼をなす炭素、ケイ素、マンガン、クロム、モリブデンおよびニッケルそれぞれの含有量の値を上記式（１）に代入する場合、その値が３０以上であってもよい。
本発明において、前記熱間金型鋼をなすモリブデンおよびタングステンそれぞれの含有量の値を下記式（２）に代入する場合、その値が２以上３以下であってもよい：
【００１３】
モリブデン含有量（％）＋０．５×タングステン含有量（％）    式（２）
本発明において、前記熱間金型鋼をなすチタンおよびバナジウムそれぞれの含有量の値を下記式（３）に代入する場合、その値が０．４以上０．５以下であってもよい：
チタン含有量（％）＋バナジウム含有量（％）    式（３）
本発明において、前記熱間金型鋼をなすクロム、モリブデンおよびタングステンそれぞれの含有量の値を下記式（４）に代入する場合、その値が９以上であってもよい：
【００１４】
クロム含有量（％）＋３．３×｛モリブデン含有量（％）＋０．５×タングステン含有量（％）｝    式（４）
本発明において、前記金型鋼は、ダイカスト（ｄｉｅ  ｃａｓｔｉｎｇ）用であってもよい。
【００１５】
本発明の他の実施形態によれば、全重量に対して、炭素（Ｃ）０．３５〜０．４５重量％、ケイ素（Ｓｉ）０．２０〜０．３０重量％、マンガン（Ｍｎ）０．３０〜０．４０重量％、ニッケル（Ｎｉ）０．５０〜１．２０重量％、クロム（Ｃｒ）１．５〜２．２重量％、モリブデン（Ｍｏ）２．０〜２．６重量％、タングステン（Ｗ）０．０００１〜１．０重量％、チタン（Ｔｉ）０超過０．４０重量％以下、バナジウム（Ｖ）０．３０〜０．５０重量％、ホウ素（Ｂ）０．０００１〜０．００３重量％および銅（Ｃｕ）０．００５〜０．０２重量％を含み、残りはＦｅおよび不可避不純物を含む鋼塊を製造するステップと、
前記鋼塊を鍛造して金型素材を製造するステップと、
前記金型素材をクエンチング（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）するステップと、
前記クエンチングの後、テンパリング（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）するステップとを含む、熱間金型鋼の製造方法に関する。
【００１６】
本発明において、前記鋼塊は、アルミニウム（Ａｌ）０．０２〜０．０８重量％をさらに含んでもよい。
本発明において、前記鋼塊は、窒素（Ｎ）０．００５〜０．０６重量％をさらに含んでもよい。
本発明において、前記鋼塊は、リン（Ｐ）０．００１〜０．００６重量％および硫黄（Ｓ）０．０００１〜０．００２重量％をさらに含んでもよい。
【００１７】
本発明において、前記鋼塊を鍛造する前に、エレクトロスラグ再溶解（Ｅｌｅｃｔｒｏ−ｓｌａｇ  ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ、ＥＳＲ）工程を行うステップをさらに含んでもよい。
本発明において、前記エレクトロスラグ再溶解工程は、アルゴンガス雰囲気下で行われてもよい。
本発明において、前記鋼塊を鍛造する前に、鋼塊を８００〜１３００℃の温度で予備熱処理するステップをさらに含んでもよい。
【００１８】
本発明において、前記鍛造は、５Ｓ以上の鍛造比で行われてもよい。
本発明において、前記鍛造は、８５０〜１３００℃の温度下で行われてもよい。
本発明において、前記クエンチングは、９００〜１０３０℃の温度下で行われてもよい。
本発明において、前記テンパリングは、５００〜６３０℃の温度下で行われてもよい。
本発明において、前記テンパリングは、５８０〜６００℃の温度下で一次テンパリングするステップとと、
５５０〜５９０℃の温度下で二次テンパリングするステップとを含むことができる。
本発明において、前記二次テンパリングした後、６１０〜６３０℃の温度下で三次テンパリングするステップをさらに含んでもよい。
【発明の効果】
【００１９】
本発明で提供する熱間金型鋼は、高温熱伝導度に優れて高温で素材の温度差が少なく発生するので、ヒートチェック（ｈｅａｔ−ｃｈｅｃｋｉｎｇ）特性に優れる。したがって、本発明に係る熱間金型鋼をダイカストに用いる場合、前記ダイカストを用いて生産される製品の冷却速度が速くて生産される製品の物性が向上し、冷却時間が短縮されて生産性を向上させることができる。
さらに、本発明で提供する熱間金型鋼は、高温耐久性にも優れ、前記熱間金型鋼を用いて製造されるダイカストが長寿命の特性を有することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】実験例１において、実施例３で製造された熱間金型鋼について各温度毎に熱伝導度を測定してその結果を示すものである。
【図２】実験例２において、実施例２、３〜５および１０と、比較例２および４で製造された熱間金型鋼の硬度に対する降伏強度の値をグラフで示すものである。
【図３】実験例２において、実施例２、３〜５および１０と、比較例２および４で製造された熱間金型鋼の硬度に対する引張強度の値をグラフで示すものである。
【図４】実験例２において、実施例２、３〜５および１０と、比較例２および４で製造された熱間金型鋼の硬度に対する衝撃エネルギーの値をグラフで示すものである。
【図５】実験例３において、実施例１２、比較例７および８で製造された熱間金型鋼について温度による熱伝導度の変化を測定した結果をグラフで示すものである。
【図６】実験例３において、実施例１２、比較例７および８で製造された熱間金型鋼について硬度に対するシャルピーＵノッチ衝撃エネルギーの値をグラフで示すものである。
【図７】（ａ）および（ｂ）はそれぞれ、実験例５において、実施例３および比較例９で製造された熱間金型鋼の表面粒子写真を撮影した結果を示すものである。
【図８】実験例６において、実施例３と同一の工程で熱間金型鋼を製造するものの、クエンチング温度を多様に調節して、クエンチング温度による熱間金型鋼の強度を評価した結果をグラフで示すものである。
【図９】実験例７において、実施例３と同一の工程で熱間金型鋼を製造するものの、クエンチング温度およびテンパリング温度を多様に調節した結果、最終的に製造された熱間金型鋼の組織写真を示すものである。
【図１０】実験例８において、前記実施例１および３と同一の工程で熱間金型鋼を製造するものの、テンパリング温度を多様に調節して、テンパリング温度による熱間金型鋼の強度を評価した結果をグラフで示すものである。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
以下、本発明の好ましい実施形態を説明する。しかし、本発明の実施形態は種々の異なる形態に変形可能であり、本発明の範囲が以下に説明する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野における平均的な知識を有する者に本発明をより完全に説明するために提供されるものである。
【００２２】
以下、本発明の一実施形態に係る熱間金型鋼について説明する。
本実施形態に係る熱間金型鋼は、必須元素として、炭素（Ｃ）、ケイ素（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、ホウ素（Ｂ）および銅（Ｃｕ）を含み、残りはＦｅ（鉄）、微細元素および不可避不純物からなる。本実施形態による熱間金型鋼は、不可避不純物として、リン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）、アルミニウム（Ａｌ）、窒素（Ｎ）および酸素（Ｏ）を含む。この本明細書において、質量で定義されたすべてのパーセンテージは、重量で定義されたものとそれぞれ同じである。以下、前記熱間金型鋼の成分組成およびその数値限定に対する理由について説明する。
【００２３】
炭素（Ｃ）
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を調節するのに必要な必須元素であって、固溶強化で基材の強度を高め、焼入れ性に影響を与える元素である。また、熱処理により炭化物を形成する。前記炭素含有量が０．３５重量％未満の場合、硬度および強度が低くなり、硬化能が減少して均一な断面硬度を得ることができず、前記炭素含有量が０．４５重量％を超える場合、硬度が飽和しやすく、同時に、炭化物量は過度になって、疲労強度および衝撃値を悪化させる。したがって、本発明の熱間金型鋼は、前記炭素を０．３５〜０．４５重量％で含むことが好ましい。
【００２４】
ケイ素（Ｓｉ）
ケイ素（Ｓｉ）は、鋼の被削性を調節するのに必要な必須元素であって、セメンタイトの生成を抑制し、高温で炭化物の生成を促進させて熱伝導度を大きく増加させる元素である。前記ケイ素含有量が０．２０重量％未満であれば、ＳＴＤ６１の切削性と同じまたはより高い切削性を保証しにくくなり、前記ケイ素含有量が０．３０重量％を超えると、熱伝導度の大きな減少が生じる。したがって、本発明の熱間金型鋼は、前記ケイ素を０．２０〜０．３０重量％で含むことが好ましい。
【００２５】
マンガン（Ｍｎ）
マンガンは、変態動作（硬化能）を向上させるための必須元素であって、焼入れ性に最も高い効果を奏する元素である。前記Ｍｎ含有量が０．３０重量％未満であれば、変態点減少および微細構造精製の効果が不十分で硬度や衝撃値を確保しにくい。前記Ｍｎ含有量が０．４０重量％を超えると、衝撃値がさらに減少するだけでなく、高い熱伝導度もほとんど維持できない。したがって、本発明の熱間金型鋼は、前記マンガンを０．３０〜０．４０重量％で含むことが好ましい。
【００２６】
ニッケル（Ｎｉ）
前記ニッケル（Ｎｉ）は、靭性を向上させ、硬化能を向上させるだけでなく、高温での安定性を向上させる元素である。前記ニッケル含有量が０．５０重量％未満であれば、硬度および強度の増加に応じて必要な、靭性低下を防止できる靭性の向上効果が減少し、前記ニッケル含有量が１．２０重量％を超えると、残留オーステナイトが生成されて組織が不安定で使用中に変形が発生することがあり、切削加工性が減少し、非経済的である。したがって、本発明の熱間金型鋼は、前記ニッケルを０．５０〜１．２０重量％で含むことが好ましい。
【００２７】
クロム（Ｃｒ）
前記クロム（Ｃｒ）は、硬化能を向上させ、複合炭化物を生成して硬度、強度、焼戻し軟化抵抗性および耐摩耗性を向上させる元素である。前記クロム含有量が１．５重量％未満であれば、硬化能の向上効果が減少して均一な断面硬度を得にくく、モリブデン、バナジウムなどとの複合炭化物の生成が減少して焼戻し軟化抵抗性が減少し、強度および耐酸化性に対する向上効果が少なくなる。反面、前記クロム含有量が２．２重量％を超えると、熱伝導度が減少し、硬度、引張強度および降伏強度の特性も急激に低下する。したがって、本発明の熱間金型鋼は、前記クロムを１．５〜２．２重量％で含むことが好ましい。
【００２８】
モリブデン（Ｍｏ）
前記モリブデンは、モリブデンカーバイドのような炭化物を形成して高温硬度と強度を向上させ、また、焼戻しの際、高温で二次硬化現象を起こして高温強度を増加させ、粒界に存在するリンと結合して、焼戻し熱処理時にリンによる焼戻し脆性を防止する元素である。前記モリブデン含有量が２．０重量％未満であれば、焼戻し脆性を抑制する効果が減少し、二次硬化現象が低くなって、高温での硬度および強度が減少する。そして、２．６重量％を超えると、モリブデンによる効果が減少するだけでなく、非経済的である。したがって、本発明の熱間金型鋼は、前記モリブデンを２．０〜２．６重量％で含むことが好ましい。
【００２９】
タングステン（Ｗ）
前記タングステンは、炭化物の析出（析出硬化）で強度を増加させるために添加可能な選択的元素である。前記タングステン含有量が０．０００１重量％未満であれば、前記強度増加の効果が小くなり、前記タングステン含有量が１．０重量％を超えると、効果の飽和と費用の大きな上昇をもたらす。したがって、本発明の熱間金型鋼では、前記タングステンを０．０００１〜１．０重量％で含むことが好ましい。
【００３０】
チタン（Ｔｉ）
チタン（Ｔｉ）は、最も強い析出相を生成する元素であって、オーステナイトで溶解度が低く、組織の微細化効果を示す元素である。本発明の熱間金型鋼では、前記チタンを０超過０．４０重量％以下で含むことが、硬度および強度の物性の向上に好ましく、より好ましくは０．１０〜０．４０重量％で含むことができ、さらに好ましくは０．１５〜０．４０重量％で含むことができる。
【００３１】
バナジウム（Ｖ）
バナジウム（Ｖ）は、鉄に置換固溶（ｓｏｌｉｄ  ｓｏｌｕｔｉｏｎ）して引張強度を増加させ、不溶性炭化物を作って高温硬度を高め、焼戻し抵抗性を増大させる元素であって、特に、高温で安定した析出相を微細に生成してオーステナイト粒子の成長を抑制する効果を示す。前記バナジウム含有量が０．３０重量％未満であれば、効果がわずかであり得、前記バナジウム含有量が０．５０重量％を超えると、結晶粒の微細化現象が目立って硬化能が低下するので、均一な断面硬度を得ることができず、非経済的である。したがって、本発明の熱間金型鋼は、バナジウムを０．３０〜０．５０重量％で含むことが好ましい。
【００３２】
ホウ素（Ｂ）
ホウ素は、極微量の添加でも粒界偏析（Ｇｒａｉｎ  Ｂｏｕｎｄａｒｙ  Ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）によって焼入れ（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）特性を大きく向上させ、他の元素であるマンガン、クロム、ニッケルなどのような成分の焼入れ特性も向上させる効果があるのに対し、ホウ素の焼入れ特性の向上効果は、炭素量が増加すれば減少する傾向を示す。本発明の熱間金型鋼は、前記ホウ素を０．０００１〜０．００３重量％で含むことが好ましい。
【００３３】
銅（Ｃｕ）
前記銅（Ｃｕ）は、屑鉄中に含まれて入る元素であって、０．０２重量％を超えて添加すると、熱間鍛造時に表面割れ現象などが発生して鍛造性を減少させるので、本発明の熱間金型鋼では、前記銅を０．０２重量％以下、好ましくは０．００５〜０．０２重量％の含有量で含むことが好ましい。
【００３４】
リン（Ｐ）
リンは、強度を増加させるのに一部寄与するが、０．００６重量％を超える場合、溶接性が悪化する問題がある。したがって、本発明では、０．００６重量％以下に限定し、好ましくは０．００１〜０．００６重量％が好ましい。
【００３５】
硫黄（Ｓ）
硫黄（Ｓ）は、代表的な不可避不純物であって、本発明では、０．０００１〜０．００２重量％が好ましい。
【００３６】
アルミニウム（Ａｌ）および窒素（Ｎ）
アルミニウムおよび窒素は、製鋼中に含まれる不純物であって、最大限に低減させなければならないが、ホウ素を添加して粒界偏析を得るための場合には、鋼の性質に害を及ぼさない範囲以下で適量を添加すると、アルミニウム−窒素−ホウ素間の緩衝作用が生じ得る。前記のように、焼入れ性の向上に寄与する結晶粒界に偏析する固溶ホウ素量が確保されたことから、本発明の熱間金型鋼において、アルミニウムは、０．０２〜０．０８重量％で含むことが好ましく、窒素は、０．００５〜０．０６重量％で含むことが好ましい。
【００３７】
本発明では、上述した熱間金型鋼の成分を除き、残りは実質的に鉄（Ｆｅ）からなる。
前記残りは、実質的に鉄（Ｆｅ）からなるというのは、本発明の作用効果を阻害しない限り、不可避不純物をはじめとして他の微量元素を含むものまで本発明の範囲に含まれることを意味する。
本発明において、前記熱間金型鋼は、その組成中、特に、クロム含有量を特定範囲に調節することにより、高温で高い熱伝導度を有し、強度および硬度も非常に優れた熱間金型鋼を提供することができる。
一方、本発明において、前記金型鋼をなす炭素、ケイ素、マンガン、クロム、モリブデンおよびニッケルそれぞれの含有量の値を下記式（１）に代入する場合、その値が２５以上であることが好ましい。
【００３８】
Ｆ（Ｃ）×Ｆ（Ｓｉ）×Ｆ（Ｍｎ）×Ｆ（Ｃｒ）×Ｆ（Ｍｏ）×Ｆ（Ｎｉ）    式（１）
ただし、上記式（１）で使用される各因子の定義は次の通りである。
Ｆ（Ｃ）＝０．３７−０．３９×（０．１２＾炭素含有量（％））；
Ｆ（Ｓｉ）＝０．７×ケイ素含有量（％）＋１；
Ｆ（Ｍｎ）＝３．３５×マンガン含有量（％）＋１；
Ｆ（Ｃｒ）＝２．１６×クロム含有量（％）＋１；
Ｆ（Ｎｉ）＝０．３６×ニッケル含有量（％）＋１；および
Ｆ（Ｍｏ）＝３×モリブデン含有量（％）＋１であってもよい。
【００３９】
本発明において、上記式（１）から得られる値は、理想臨界直径（単位はｉｎｃｈ）で、できるだけ早く冷却させた時に焼入れされる最大直径を意味するもので、その値が高いほど、一定の冷却速度で深部までマルテンサイトで作れる製品の大きさが大きくなるので、製品の生産に有利である。したがって、本発明では、製造される熱間金型鋼の熱伝導度、強度および硬度などを考慮し、前記製品の生産性も考慮する時、上記式（１）から得られる値は２５以上であることが好ましく、より好ましくは２６以上、さらに好ましくは３０以上であってもよい。
【００４０】
また、本発明では、前記熱間金型鋼の組成中、モリブデンおよびタングステンそれぞれの含有量の値を下記式（２）に代入する場合、その値が２以上３以下であることが好ましい。
【００４１】
モリブデン含有量（％）＋０．５×タングステン含有量（％）    式（２）
本発明で提供する新規な上記式（２）は、高温強度および耐腐食性を調節する要因であって、上記式の値が２未満または３を超える場合、十分な高温強度および耐腐食性を確保しにくく、前記熱間金型鋼を用いてダイカストを製造する場合、寿命が短くなり得る。
【００４２】
また、本発明では、前記熱間金型鋼の組成中、チタンおよびバナジウムそれぞれの含有量の値を下記式（３）に代入する場合、その値が０．４以上０．５以下であることが好ましい。
【００４３】
チタン含有量（％）＋バナジウム含有量（％）    式（３）
本発明で提供する新規な上記式（３）は、炭化物関連の高温熱伝導度を調節する要因であって、上記式の値が０．４未満または０．５を超える場合、十分な高温熱伝導度を確保しにくく、本発明に係る熱間金型鋼で製造されるダイカストを用いた製品の品質や生産速度にも影響を及ぼすことがある。
【００４４】
また、本発明において、前記熱間金型鋼の組成中、クロム、モリブデンおよびタングステンそれぞれの含有量の値を下記式（４）に代入する場合、その値が９以上であることが好ましい。
【００４５】
クロム含有量（％）＋３．３×｛モリブデン含有量（％）＋０．５×タングステン含有量（％）｝    式（４）
本発明で提供する上記式（４）は、高温での腐食抵抗性を調節する要因で、上記式の値が９未満の場合、十分な高温腐食性を確保しにくい。したがって、本発明では、上記式（４）から得られる値は、９以上であることが好ましく、より好ましくは９．５以上、さらに好ましくは１０以上であってもよい。
【００４６】
本発明において、前記のような組成を有する熱間金型鋼は、高温耐久性および高温熱伝導度に優れて高温で素材の温度差が少なく発生するので、ヒートチェック（ｈｅａｔ−ｃｈｅｃｋｉｎｇ）特性に優れる。したがって、本発明に係る前記熱間金型鋼をダイカストに適用する場合、前記ダイカストの寿命が長くなり、また、前記ダイカストを用いて生産される製品の冷却速度が速くなって生産される製品の物性が向上し、冷却時間が短縮されて生産性を向上させることができる。
【００４７】
以下、上述のような鋼の成分を用いた熱間金型鋼の製造方法について説明する。
【００４８】
本発明では、まず、上記の組成を有する鋼塊を製造することができる。人為的な熱源として、例えば、電気炉、真空誘導炉および大気誘導炉のうちの１つを用いて金属を溶かした後、製鋼作業時に発生する酸素、水素、窒素などのガスを効果的に除去して鋼塊を製造することができる。
【００４９】
本発明において、前記鋼塊は、必須元素として、炭素（Ｃ）、ケイ素（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）およびホウ素（Ｂ）を含み、残りはＦｅ（鉄）、微細元素および不可避不純物として、例えば、リン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）、アルミニウム（Ａｌ）、窒素（Ｎ）および酸素（Ｏ）を含む。好ましくは、前記鋼塊は、炭素（Ｃ）０．３５〜０．４５重量％、ケイ素（Ｓｉ）０．２０〜０．３０重量％、マンガン（Ｍｎ）０．３０〜０．４０重量％、ニッケル（Ｎｉ）０．５０〜１．２０重量％、クロム（Ｃｒ）１．５〜２．２重量％、モリブデン（Ｍｏ）２．０〜２．６重量％、タングステン（Ｗ）０．０００１〜１．０重量％、チタン（Ｔｉ）０超過０．４重量％以下、バナジウム（Ｖ）０．３０〜０．５０重量％、ホウ素（Ｂ）０．０００１〜０．００３重量％および銅（Ｃｕ）０．００５〜０．０２重量％を含み、残りはＦｅおよび不可避不純物を含むことができ、追加的に、アルミニウム（Ａｌ）０．０２〜０．０８重量％、窒素（Ｎ）０．００５〜０．０６重量％、リン（Ｐ）０．００１〜０．００６重量％および硫黄（Ｓ）０．０００１〜０．００２重量％をさらに含んでもよい。
【００５０】
本発明において、前記鋼塊の組成中、各成分毎の含有量限定の理由は、前記熱間金型鋼の組成に記載されたところと重複し、以下、その詳細な記載を省略する。
【００５１】
本発明では、前記のように鋼塊が用意されると、選択的に、エレクトロスラグ再溶解（Ｅｌｅｃｔｒｏ−ｓｌａｇ  ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ、ＥＳＲ）工程を行って鋼塊を精錬することができる。
【００５２】
また、本発明では、前記エレクトロスラグ再溶解工程の際、不活性ガス雰囲気下で行うことができ、好ましくは、アルゴンガス雰囲気下で行った方が、空気中から溶解した窒素による窒化物の形成によって素材の靭性が低下するのを防止することができる。ただし、本発明において、前記エレクトロスラグ再溶解工程は、当該技術分野で一般的に使用される方法、あるいは通常の技術者が前記方法から自明に変更できる範囲内で行われてもよく、ガス雰囲気以外の具体的な工程条件は特に制限しない。
【００５３】
本発明では、前記エレクトロスラグ再溶解工程後に得られたエレクトロスラグ再溶解鋼塊を製造しようとする規格の形状にするための工程である鍛造を行う前に、予備熱処理を行うことができる。
【００５４】
本発明において、前記予備熱処理の温度は特に制限はないが、好ましくは８００〜１３００℃であってもよい。前記予備熱処理の温度が８００℃未満の場合、鍛造中の温度下落によって作業が難しく、前記予備熱処理の温度が１３００℃を超える場合、過熱によって高温脆化現象が発生することがある。
【００５５】
また、本発明において、前記予備熱処理は、１１５０〜１３００℃の温度下で１５〜２５時間一次熱処理するステップと、１１００〜１２００℃の温度下で８〜１３時間二次熱処理するステップとを含むことができる。
【００５６】
本発明では、前記予備熱処理後、鋼塊を鍛造して金型素材に製造することができる。具体的には、前記熱処理された鋼塊を８５０〜１３００℃の温度下で鍛造して鋼塊の鋳造組織を破壊し、凝固時に生じる鋼塊内部の気孔を圧着および除去して内部品質を向上させ、金型素材の形状を作ることができる。本発明において、前記鍛造工程の実行温度が８５０℃未満の場合、鍛造作業中に変形が難しくて亀裂が発生し、１３００℃を超えると、過熱による高温脆化現象が発生して亀裂が発生することがある。
【００５７】
また、本発明では、前記鍛造工程の際、鍛造比は５Ｓ以上であることが好ましく、より好ましくは５〜１０Ｓであってもよい。本発明では、５Ｓ以上の鍛造比で鋼塊を鍛造することにより、鋼塊の内部に存在する気孔を圧下して消滅させることにより、最終的には金型鋼の組織を微細に形成することができる。しかし、前記鍛造比が５Ｓ未満の場合、金型鋼の組織が粗大化して靭性が脆弱になり、このような金型鋼をダイカストに適用する場合、生産される製品の品質も悪化することがある。一方、前記鍛造比が１０Ｓを超える場合、鋳造鋼塊の限られた大きさと鍛造プレスの作業範囲において問題になり得るので、本発明では、５〜１０Ｓの鍛造比で鍛造工程を行うことが好ましい。
【００５８】
本発明では、前記のように鍛造工程によって得られた金型素材の球状化熱処理を行うことができる。前記鍛造工程によって金型素材の微細組織と結晶粒が粗大で不均一になる。したがって、本発明では、球状化熱処理により金型素材の不均一な結晶粒と微細組織を再結晶化させ、微細化させて均一化させることにより、後工程のクエンチングおよびテンパリングで良好な要求性質を得ることができる。
【００５９】
本発明において、前記球状化熱処理の実行温度は、６５０〜８５０℃であることが好ましい。前記球状化熱処理の実行温度が６５０℃未満の場合、再結晶および結晶粒が不均一になって、球状化熱処理後も微細組織が不均一であり、前記球状化熱処理の実行温度が８５０℃を超えると、結晶粒が粗大化して、後のクエンチングおよびテンパリング工程で目的の性質を得にくいことがある。
【００６０】
本発明では、前記のような球状化熱処理の後、１０〜３０℃／ｈｒの冷却速度で、２００〜３００℃の冷却終了温度まで冷却する工程を行うことができる。前記冷却する方法は特に制限はないし、油冷、空冷および水冷のうちのいずれか１つによると良い。
【００６１】
本発明では、前記冷却工程の後、金型素材を熱処理するクエンチング（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）工程を行うことができる。本発明において、前記クエンチング実行温度は、９００〜１０３０℃であることが好ましく、より好ましくは９４０〜１０３０℃であってもよい。クエンチング実行温度が９００℃未満の場合、添加された合金元素の固溶効果が小さく、組織の均質化効果が低下することがあり、クエンチング実行温度が１０３０℃を超える場合、粒子の粗大化によって金型素材の硬度が急激に低下することがある。
【００６２】
また、本発明では、前記クエンチング工程の後、高圧の加速冷却器を用いて、０．５℃／ｓ以上、好ましくは０．５〜３．０℃／ｓの冷却速度で、８０〜１００℃の冷却終了温度まで急冷する工程を追加的に行うことにより、最終的に製造される金型鋼の強度をさらに向上させることができる。
【００６３】
さらに、本発明では、前記のように急冷された金型素材をテンパリング（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）する工程を行うことができる。本発明において、前記テンパリング実行温度は５００〜６３０℃であった方が、鋼の脆性を改善し、残留応力を除去し、また、微細炭化物の生成によって所定の強度と衝撃靭性を得ることができる。前記テンパリング実行温度が５００℃未満の場合、温度が低くて残留応力が残存し、脆性を有するマルテンサイトの靭性改善効果が少なく、前記テンパリング実行温度が６３０℃を超える場合、硬度が急激に低下することがある。
【００６４】
また、本発明では、急冷された金型素材を、５８０〜６００℃の温度下で３〜６時間一次テンパリングした後、５５０〜５９０℃の温度下で３〜６時間二次テンパリングし、６１０〜６３０℃の温度下で１〜４時間三次テンパリングすることができる。
【００６５】
本発明において、前記一次テンパリングによって、金型素材の組織中の残留オーステナイトは除去され、微細炭化物が形成され、マルテンサイトのテンパリングによって前記金型素材の強度が向上できる。
また、本発明では、前記二次テンパリングによって、金型素材の組織中の微細炭化物が形成され、フレッシュ（ｆｒｅｓｈ）マルテンサイトのテンパリングによって前記金型素材の強度がより向上できる。
さらに、本発明では、前記三次テンパリングによって、金型素材の硬度を精密に調節することができる。
【００６６】
ただし、前記一次、二次および三次テンパリング工程を行った後は、それぞれ油冷、空冷および水冷のうちのいずれか１つの冷却方法を利用して、８０℃以下の温度まで冷却することにより、均一で微細な炭化物またはマルテンサイト組織を形成することができる。
【００６７】
また、本発明では、選択的に、前記のようにテンパリングされた金型素材を検査することができる。前記のような工程により得られた金型素材について不健全部があるかを検査し、不健全部がある場合、除去し、出荷することができる。
上述のように検査する工程が完了すると、本発明に係る熱間金型鋼を得ることができる。本発明で製造された熱間金型鋼は、自動車部品の製造などに使用されるダイカスト用に使用できる。
【００６８】
本発明は、特定の組成を有する鋼塊を対象として、特定の工程条件下で熱間金型鋼を製造することにより、最終的には、高温熱伝導度および高温耐久性に優れた熱間金型鋼を製造することができる。本発明で製造された熱間金型鋼は、長期間使用が可能で環境に優しく、前記金型鋼から製造される製品の生産品質および生産速度をすべて高めることができる。
【００６９】
以下、具体的な実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。下記の実施例は本発明の理解のための例示に過ぎず、本発明の範囲がこれに限定されるものではない。
【００７０】
実施例
［実施例１〜１２および比較例１〜８］
まず、下記の表１および表２に示す組成を有する鋼塊を用意した後、アルゴンガス雰囲気下でエレクトロスラグ再溶解工程を行い、１１８０℃で５．２Ｓの鍛造比で鍛造して金型素材を製造した後、８００℃で球状化熱処理を行った。以後、下記表３に示された条件でクエンチング、急速冷却および三次テンパリング工程を行って熱間金型鋼を製造した。
【００７１】
【表１】
2018083980.tif 000003
【００７２】
【表２】
2018083980.tif 000004
【００７３】
【表３】
2018083980.tif 000005
【００７４】
［実験例１］熱伝導度評価
前記実施例３で製造された金型鋼について各温度毎に熱伝導度を測定して、その結果を下記表４および図１に示した。
【表４】
2018083980.tif 000006
【００７５】
前記の表４および図１に示されるように、本発明により製造された熱間金型鋼は、常温以上で３０Ｗ／ｍＫ以上の熱伝導率を示し、１００℃以上の高温では略３５Ｗ／ｍＫ以上の熱伝導率を示し、６００〜７００℃の非常に高温でも３１Ｗ／ｍＫ以上の熱伝導率を示している。
これにより、本発明に係る熱間金型鋼は、高温熱伝導度に優れていることが分かる。
【００７６】
［実験例２］物性評価
クロムおよびチタン含有量の変化による強度変化を確認するために、前記実施例２、３〜５および１０と、比較例２および４で製造された熱間金型鋼の硬度に対する降伏強度および引張強度の値を図２および図３にグラフで示し、硬度に対する衝撃エネルギーの値を図４にグラフで示した。
【００７７】
図２および図３に示されるように、クロム含有量が本発明の範囲に属する実施例２、３〜５および１０の場合、硬度、降伏強度（Ｙｉｅｌｄ  Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）および引張強度（Ｔｅｎｓｉｌｅ  Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）が非常に高い結果を示すが、クロムの含有量が本発明の範囲を外れる比較例２および４の場合、硬度および降伏強度が著しく低い値を有することが分かる。また、実施例１０の場合、実施例２および３〜５よりも硬度および降伏強度が非常に高いことが分かる。
【００７８】
図４に示されるように、クロム含有量が本発明の範囲に属する実施例２、３〜５および１０の場合、衝撃エネルギーが非常に低いのに対し、クロム含有量が本発明の範囲を外れる比較例２および４の場合、衝撃エネルギーが非常に高い値を有することが分かる。また、実施例１０の場合、実施例２および３〜５よりも衝撃エネルギーがさらに低いことが分かる。
【００７９】
［実験例３］物性評価
前記実施例１２、比較例７および８で製造された熱間金型鋼について温度による熱伝導度の変化を測定して、その結果を図５に示し、ヒートチェックの実行結果は下記の表５に示し、靭性評価結果は図６に示している。
【００８０】
ただし、ヒートチェック評価条件は、７００℃で１３秒加熱後、１２秒冷却を１，０００回繰り返した後、平均亀裂長さ（ｍｍ）と最高亀裂長さ（ｍｍ）を測定した。また、靭性評価は、規格ＮＡＤＣＡにより、Ｕノッチ衝撃靭性２０Ｊ／ｃｍ２以上で評価した。
【表５】
2018083980.tif 000007
【００８１】
図５および図６に示されるように、実施例１２の熱間金型鋼が、比較例７および８の熱間金型鋼より熱伝導度および衝撃靭性の特性が著しく優れていることが分かる。
また、前記表５に示されるように、ヒートチェック特性も、実施例１２が比較例７より著しく優れており、比較例８とは同等以上の水準を有することが分かる。
【００８２】
［実験例４］エレクトロスラグ再溶解条件の評価
前記実施鋼１の鋼塊について、それぞれ空気（２０トン注入）またはアルゴンガス（１００ｋｇ注入）下でエレクトロスラグ再溶解工程を行った。前記鋼塊の溶解状態の素材と、空気またはアルゴンガス雰囲気下でエレクトロスラグ再溶解工程の実行後に得られた鋼塊中の水素、酸素および窒素の含有量を評価して、その結果を下記の表６に示した。
【表６】
2018083980.tif 000008
【００８３】
前記表６に示されるように、熱間金型鋼を製造するために、エレクトロスラグ再溶解工程を行うに際して、アルゴンガス雰囲気下で行った場合、鋼塊素材において、窒素含有量が溶解状態に比べてやや増加したが、空気を注入した場合には、空気中から溶解した窒素の相当量が窒化物を形成したことが分かった。
【００８４】
［実験例５］鍛造比条件の評価
鍛造比による効果の差を比較するために、前記実施例３で製造された熱間金型鋼を用意し、前記実施例３と同一の工程で熱間金型鋼を製造するものの、鍛造比を３．２Ｓとして鍛造を行って製造された熱間金型鋼を比較例９として用意した。前記実施例３と比較例９の熱間金型鋼の表面粒子写真を撮影した結果を下記のように図７（ａ）および（ｂ）に示した。
【００８５】
図７（ａ）に示されるように、実施例３の熱間金型鋼は、粒子サイズがＡＳＴＭ＃７以上と、密な構造を有することが分かるが、比較例９の熱間金型鋼は、粒子サイズがＡＳＴＭ＃２．５程度と、粒子が粗大化したことを確認することができた。
【００８６】
［実験例６］クエンチング温度条件の評価
クエンチング温度条件による強度変化を評価するために、前記実施例３と同一の工程で熱間金型鋼を製造するものの、クエンチング温度を９４０℃、９７０℃、１０００℃、１０３０℃および１０６０℃に調節した。クエンチング温度による最終的に製造された熱間金型鋼の強度を評価して、その結果を下記図８に示した。
【００８７】
図８に示されるように、クエンチング温度が９４０℃、９７０℃および１０００℃に上昇するほど、強度も増加する傾向を示し、１０３０℃で最も優れた強度を示したが、１０６０℃で強度が急激に減少することが分かる。
【００８８】
［実験例７］クエンチング温度およびテンパリング温度条件の評価
クエンチング温度およびテンパリング温度条件による強度変化を評価するために、前記実施例３と同一の工程で熱間金型鋼を製造するものの、クエンチング温度を１０００℃、１０２０℃および１０４０℃に調節し、テンパリングは１ステップで行うものの、実行温度はそれぞれ４００℃、５５０℃および６２５℃に調節した。クエンチング温度およびテンパリング温度による最終的に製造された熱間金型鋼の組織写真を下記図９に示した。
【００８９】
図９に示されるように、クエンチングを１０００℃および１０２０℃で行い、テンパリングを５５０℃で行った場合、熱間金型鋼の組織粒子が微細で、安定した構造を有することが分かるが、クエンチングを１０４０℃で行った場合、テンパリングを５５０℃で行っていても熱間金型鋼の粒子が粗大化して、組織が不規則な構造を有することが分かる。
したがって、前記実験例６および７によれば、クエンチングを９４０〜１０３０℃で行うことが、熱間金型鋼の組織を緻密にして強度および靭性を高められて好ましいことが分かる。
【００９０】
［実験例８］テンパリング温度条件の評価
テンパリング温度条件による強度変化を評価するために、前記実施例１および３と同一の工程で熱間金型鋼を製造するものの、テンパリングは１ステップで行い、その実行温度を０℃、４００℃、５００℃、５５０℃、５６５℃、５８０℃、６００℃、６２５℃および６５０℃に調節した。テンパリング温度による最終的に製造された熱間金型鋼の強度を評価して、その結果を下記図１０に示した。
【００９１】
図１０に示されるように、テンパリングを５００〜６００℃の温度下で行った場合、強度が最大になることが分かるが、テンパリング実行温度が６００℃を超えると、硬度が急激に減少することが分かる。
【００９２】
以上、本発明の実施例について詳細に説明したが、本発明の権利範囲はこれに限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載された本発明の技術的思想を逸脱しない範囲内で多様な修正および変形が可能であることは、当技術分野における通常の知識を有する者にとっては自明であろう。
【図１】
2018083980.tif 000009
【図２】
2018083980.tif 000010
【図３】
2018083980.tif 000011
【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
2018083980.tif 000017
【図１０】
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