(57)【要約】【課題】積層造形法を適用して金型を製造するに際して、高い高温強度及び熱伝導率をともに実現可能な金型用鋼を提供する。【解決手段】金型用鋼を、質量％で0.25＜Ｃ＜0.38，0.01＜Si＜0.30，0.92＜Mn＜1.80，0.8＜Cr＜2.2，0.8＜Mo＜1.4，0.25＜Ｖ＜0.58，残部がFe及び不可避的不純物の組成を有するものとする。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で
0.25＜Ｃ＜0.38
0.01＜Si＜0.30
0.92＜Mn＜1.80
0.8＜Cr＜2.2
0.8＜Mo＜1.4
0.25＜Ｖ＜0.58
残部がFe及び不可避的不純物の組成を有することを特徴とする金型用鋼。
【請求項２】
質量％で
0.1＜Al＜1.2
を更に含有することを特徴とする請求項１に記載の金型用鋼。
【請求項３】
質量％で
0.30＜Ni≦3.5
0.30＜Cu≦1.5
の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする請求項１，２の何れかに記載の金型用鋼。
【請求項４】
質量％で
0.0001＜Ｂ≦0.0050
を更に含有することを特徴とする請求項１〜３の何れかに記載の金型用鋼。
【請求項５】
質量％で
0.003＜Ｓ≦0.250
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請求項１〜４の何れかに記載の金型用鋼。
【請求項６】
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請求項１〜５の何れかに記載の金型用鋼。
【請求項７】
質量％で
0.10＜Ｗ≦4.00
0.10＜Co≦3.00
の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする請求項１〜６の何れかに記載の金型用鋼。
【請求項８】
レーザーフラッシュ法によって評価した２５℃における熱伝導率が２８Ｗ/ｍ/Ｋ以上であることを特徴とする請求項１〜７の何れかに記載の金型用鋼。
【請求項９】
積層造形法によって金型を造形するための材料として用いられることを特徴とする請求項１〜８の何れかに記載の金型用鋼。
【請求項１０】
前記材料が粉末若しくは板であることを特徴とする請求項９に記載の金型用鋼。
【請求項１１】
請求項９，１０の何れかに記載の材料を用いた積層造形法により製造して成る金型。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は高温強度と熱伝導性能ともに優れた金型用鋼及び金型に関する。
【背景技術】
【０００２】
樹脂やゴム等の射出成形金型，ダイカスト金型，ホットプレス（ホットスタンプやダイクエンチとも呼ばれる）金型等は、従来、一般に鋼を溶製してインゴットを造り、その後鍛造や圧延を施してブロックや平角材を造り、それを機械加工で削って金型の形状とし、その後に焼入れ，焼戻し等の熱処理を施して製造している。
これら金型にあっては、内部に冷却回路を設けてそこに冷却水を流通させることで、金型を冷却することが一般に行われている。
【０００３】
このような金型にあって、冷却水による冷却効率を高めることがサイクルタイムの短縮化、つまりは製品製造（成形）のハイサイクル化によって生産性向上を図ることに繋がる。
冷却効率を高める端的な方法は、冷却回路を金型の成形面（意匠面）に近づけることである。
但しそのようにすると、冷却回路と成形面との間の距離が短くなることにより、また発生する熱応力が大きくなることにより金型が水冷孔割れ（水冷孔から成形面にまで到る貫通した割れ）を生じ易くなり、型寿命が短寿命化する原因となる。
従って冷却回路を成形面に近づけるにしても、そこには自ずと限界がある。
【０００４】
他の方法として、冷却回路を金型内部で縦横無尽に複雑に曲りくねった形状とし、冷却回路の全体的な形状，レイアウト等により冷却能力を高めるといったことも考えられるが、金型を機械加工により削って製造する方法では、冷却回路をそのような複雑形状に形成することは技術的に実現できない。
【０００５】
このような状況の下で近年、金型を積層造形法（３次元積層造形法）で造形する技術が注目されている。
積層造形法は、３次元モデルデータを材料の付着によって実体化する加工法で、この積層造形法では、先ず３次元ＣＡＤデータで表現される形状を、予め定められた軸に直交する多数の面でスライスして生じる薄片の断面形状を計算して、その薄片を実際に作製及びこれを積み重ね、貼り合せることで計算機表現された形状を実体化する。
【０００６】
この積層造形法には材料として粉末を用いる場合と、板を用いる場合とがある。
粉末を用いる方法では、粉末を層状（一層の厚みは例えば数十μｍ）に敷き均し、ある領域に熱エネルギー照射、例えばレーザービームや電子ビーム照射して粉末層を溶融凝固或いは焼結させ、そしてこれを一層一層積み重ねて行くことで全体の形状を造形する。
【０００７】
一方材料として板を用いる積層造形では、３次元形状データをＣＡＤ中でスライスして生じた個々のパーツ(板)を実際に機械加工等で製造し、そしてそのパーツを積み上げて拡散接合等することで全体の３次元形状を造形する。
例えばこの種積層造形法にて金型を製造する例が、下記特許文献１，特許文献２に開示されている。
【０００８】
詳しくは、下記特許文献１には「粉末焼結積層用金属粉末、それを用いた三次元形状造形物の製造方法および得られる三次元形状造形物」についての発明が示され、そこにおいて析出硬化型金属成分の粉末材料に光ビームを照射して、所定箇所の粉末を焼結又は溶融固化させて固化層を形成するとともに、これにより得られた固化層の上に更に固化層を形成することを繰り返して三次元形状造形物を製造する点が開示されている。
【０００９】
また下記特許文献２には「金型用入れ子、金型用入れ子の製造方法及び樹脂成形用金型」についての発明が示され、そこにおいて内部にスパイラル状の冷却路を有する入れ子を製造する際、そのスライスデータに基づいて、複数の金属板にそれぞれ冷却路を形成する溝を加工し、溝加工された金属板を所定の順番に積層してこれを拡散接合し、得られた金属ブロックを形状加工する点が開示されている。
【００１０】
以上のような積層造形法は、材料を積み重ねて全体の形状を造形するものであり、切削加工では到底できないような縦横無尽に曲りくねった複雑な冷却回路でも容易に加工形成することができ、冷却回路を敢えて金型の成形面に必要以上に近づけなくても、冷却効率を従来の機械加工による切削によって造られる金型のそれよりも効果的に高めることができる。
【００１１】
従来、高温強度が求められる金型としては、一般にマルエージング鋼や析出硬化型ステンレス鋼が用いられている。
このことから上記の特許文献１においても、金型用材料としてそれらマルエージング鋼や析出硬化型ステンレス鋼の粉末が用いられている。
これらマルエージング鋼や析出硬化型ステンレス鋼等は金型として充分な高温強度を有するものの、母相中に固溶し易いSiやCrやNiやCoなどの元素が多量に含有されるため、熱伝導性能（熱伝導率）が低い問題がある。
【００１２】
積層造形法によって造られた金型では、冷却回路を自由自在に複雑形状にすることができ、従って金型材料としてマルエージング鋼や析出硬化型ステンレス鋼を用いたものであっても、積層造形で冷却回路を複雑形状とすることで、その冷却回路の形状効果により冷却の効率を上げることができるが、材料自体の熱伝導率が低いために、冷却効率を十分なレベルまで高めることは難しい。
また当然に、積層造形によらず、従来一般の製造方法で金型を製造した場合には、冷却（熱交換）の効率は更に不十分となる。
【００１３】
他方、熱伝導性能の高い（熱伝導率の高い）鋼として、炭素鋼や機械構造用鋼等がある。これらの鋼は、母相中に固溶し易いSiやCrやNiやCoなどの元素の含有量が少なく、低合金鋼であるために高い熱伝導性能を示す。
しかしながらこれらの鋼は高温強度が低く、金型となったときの寿命が短い問題がある。
即ち、積層造形法にて金型を造形する、しないに拘らず、金型となったときに高温強度及び熱伝導性能ともに十分な性能を実現することのできる金型用鋼は従来提供されていなかった。
【００１４】
本発明に対する他の先行技術として、下記特許文献３には「熱疲労特性に優れた金型用鋼」についての発明が示され、そこにおいて合金元素であるSiとCrの添加量を低く抑え、また他の合金成分のバランスを図って、熱伝導率を高くするとともに軟化抵抗を高めるようになした点が開示されている。
【００１５】
更に他の先行技術として、下記特許文献４には「金型用鋼」についての発明が示され、そこにおいてSi，Mn，Crの添加量を適正にバランスさせることで、鋼の熱伝導率を効果的に所望の値以上確保するとともに、併せて被削性及び衝撃値をも十分に確保するようになした点が開示されている。
【００１６】
更に他の先行技術として、下記特許文献５には「球状化焼鈍性及び焼入れ性に優れた金型用鋼」についての発明が示され、そこにおいて鋼に添加する元素を調整することで、５００ｋｇ以上の大型の金型に求められる所要の焼入れ性と球状化焼鈍性とを共に付与するようになした点が開示されている。
【００１７】
しかしながらこれら特許文献３〜５に記載のものは、請求の範囲で規定する化学成分の範囲では本発明の金型用鋼と成分が部分的に重複しているものの、実施例として本発明の請求項を満たすものは存在せず、実質的に本発明とは異なっている。
またこれら特許文献３〜５に記載のものは、積層造形を意図したものではなく、その点についての言及もなされていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１８】
【特許文献１】国際公開ＷＯ２０１１／１４９１０１号公報
【特許文献２】特開２０１０−１９４７２０号公報
【特許文献３】特許第４９９２３４４号公報
【特許文献４】特開２０１１−９４１６８号公報
【特許文献５】特開２００８−１２１０３２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１９】
本発明は以上のような事情を背景とし、積層造形法を適用して金型を製造するに際して高い高温強度及び熱伝導性能をともに実現可能な金型用鋼、更にはそのような積層造形法によらないで、インゴットを加工して得た材料に対し機械加工による切削にて金型製造した場合においても高い高温強度及び熱伝導性能を実現可能な金型用鋼及び金型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】
【００２０】
而して請求項１は金型用鋼に関するもので、質量％で0.25＜Ｃ＜0.38，0.01＜Si＜0.30，0.92＜Mn＜1.80，0.8＜Cr＜2.2，0.8＜Mo＜1.4，0.25＜Ｖ＜0.58，残部がFe及び不可避的不純物の組成を有することを特徴とする。
【００２１】
請求項２のものは、請求項１において、質量％で0.1＜Al＜1.2を更に含有することを特徴とする。
【００２２】
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、質量％で0.30＜Ni≦3.5，0.30＜Cu≦1.5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４のものは、請求項１〜３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。
【００２４】
請求項５のものは、請求項１〜４の何れかにおいて、質量％で0.003＜Ｓ≦0.250，0.0005＜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。
【００２５】
請求項６のものは、請求項１〜５の何れかにおいて、質量％で0.004＜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。
【００２６】
請求項７のものは、請求項１〜６の何れかにおいて、質量％で0.10＜Ｗ≦4.00，0.10＜Co≦3.00の少なくとも１種を更に含有することを特徴とする。
【００２７】
請求項８のものは、請求項１〜７の何れかにおいて、レーザーフラッシュ法によって評価した２５℃における熱伝導率が２８Ｗ/ｍ/Ｋ以上であることを特徴とする。
【００２８】
請求項９のものは、請求項１〜８の何れかにおいて、積層造形法によって金型を造形するための材料として用いられることを特徴とする。
【００２９】
請求項１０のものは、請求項９において、前記材料が粉末若しくは板であることを特徴とする。
【００３０】
請求項１１は金型に関するもので、請求項９，１０の何れかに記載の材料を用いた積層造形法により製造して成ることを特徴とする。
【００３１】
本発明の金型用鋼は、従来のマルエージング鋼や析出硬化型ステンレス鋼等の高合金鋼に対して、SiやCrやNiやCo等の元素を無添加ないし添加量を少なくして低合金化し熱伝導率を高める一方で、機械構造用鋼に対してMn，Mo，Ｖ等の元素の含有量を多くし高温強度を高めたもので、かかる本発明の金型用鋼は高い高温強度と熱伝導率との両特性を併せ有する。
尚且つ全体として合金元素の添加量の少ない低合金鋼であることを維持している。
【００３２】
本発明の金型用鋼にあっては、積層造形法にて金型製造される場合があることを想定して、焼入性向上元素であるCr，Moの含有量が、削り出しによって金型製造される場合に適正な含有量に比べて少な目に抑制されている。その分本発明の金型用鋼は低合金化している。
例えば、JIS SKD61は、5Cr、1.5Moであり、JIS SKD7は3Cr、3Moである。
これに対し、本発明の金型用鋼はCr＜2.2かつMo＜1.4である。
さらに、本発明のSi＋Mn＋Cr＋Mo＋Ｖの量の範囲は、6.2未満となっており、JIS SKD61、JIS SKD7のSi＋Mn＋Cr＋Mo＋Ｖの量よりもおよそ3〜4％低くなる。
【００３３】
積層造形法、特に粉末を用いた積層造形法では粉末を敷き並べた層に熱エネルギーを加えて粉末を固める際に、これを溶融凝固又は焼結させる。
その際に粉末は溶融状態等の高温状態から急速冷却され、焼入れが自動的に行われる。そしてその焼入れは速い冷却速度の下で急速に行われる。即ち焼入れが粉末の積層成形過程で逐次的に同時に行われて行く。
上記のように焼入れは速い冷却速度の下で行われるため、予め鋼の成分として焼入性向上成分の含有量を少なく抑えておいても、積層造形時に焼入れが良好に行われる。
また本発明の金型用鋼は低合金であることによって熱伝導率が高い。
【００３４】
本発明の金型用鋼は、積層造形用の材料として好適に用い得るものであるが、本発明の金型用鋼はまた、鋼の塊から機械加工による切削にて金型形状を作り出すことで金型製造を行う場合においても使用可能である。このときには含有元素に応じて焼入れ等の熱処理条件を定めれば良い。
而して得られた金型は、鋼の成分組成的な特徴によって高温強度とともに高い熱伝導性能を有する。
【００３５】
次に本発明における各化学成分の限定理由を以下に説明する。尚各化学成分の値は何れも質量％である。
１）＜請求項１の化学成分について＞
0.25＜Ｃ＜0.38
0.25＜Ｃであることによって、インゴットを加工して得た材料に対し機械加工による切削にて製造した金型を熱処理すると、金型に必要な硬さ30〜57HRCが得られる。また、積層造形で製造したままの金型においても30〜57HRCが得られる。さらに、積層造形後の金型を熱処理した場合においても30〜57HRCが得られる。いずれの製法で製造された金型においても、Ｃ≦0.25では硬さが不足する。一方0.38≦Ｃでは熱伝導率が低下する。
【００３６】
0.01＜Si＜0.30
Si≦0.01では被削性の劣化が著しい。一方0.30≦Siでは熱伝導率の低下が著しい。
【００３７】
0.92＜Mn＜1.80
Mn≦0.92では、インゴットを加工して得た材料に対し機械加工による切削にて製造した金型を焼入れる場合の、あるいは積層造形によって製造した金型を焼入れる場合の焼入れ性が不足する。一方1.80≦Mnでは熱伝導率が低下する。また、1.80≦MnではＰが高い場合に焼戻し脆化する。より好ましい範囲は0.92＜Mn＜1.50である。
【００３８】
0.8＜Cr＜2.2
Cr≦0.8では耐候性が不足する。また、Cr≦0.8では青熱脆性で２００〜３５０℃における延性が低下する。さらに、Cr≦0.8では、インゴットを加工して得た材料に対し機械加工による切削にて製造した金型を焼入れる場合の、あるいは積層造形によって製造した金型を焼入れる場合の焼入れ性が不足する。一方2.2≦Crでは熱伝導率が低下する。
【００３９】
0.8＜Mo＜1.4
Mo≦0.8では、インゴットを加工して得た材料に対し機械加工による切削にて製造した金型を焼入れ焼戻した際の、あるいは積層造形によって製造した金型を焼戻した（焼入れはあってもなくても良い）際の２次硬化による硬さ確保が難しく、高温強度も不十分となる。一方1.4≦Moでは破壊靭性値の低下が大きい。
【００４０】
0.25＜Ｖ＜0.58
Ｖ≦0.25では、インゴットを加工して得た材料に対し機械加工による切削にて製造した金型を焼入れる場合の、あるいは積層造形によって製造した金型を焼入れる場合のオーステナイト結晶粒の粗大化が問題となる。また、Ｖ≦0.25では、インゴットを加工して得た材料に対し機械加工による切削にて製造した金型を焼入れ焼戻した際の、あるいは積層造形によって製造した金型を焼戻した（焼入れはあってもなくても良い）際の２次硬化による硬さ確保が難しく、高温強度も不十分となる。一方0.58≦Ｖでは上記の効果が飽和傾向であるうえ、コスト上昇を招く。
また、0.58≦Ｖでは、通常の製法（溶解→精錬→鋳造→熱間加工）で金型用素材を製造した場合に、鋳造の凝固時にインゴット中に晶出する粗大なVCが多くなり、それが金型の破壊起点となる恐れが増す。
【００４１】
尚本発明の鋼において、通常、下記に示す成分が不可避的不純物として下記量で含まれ得る。
Ｎ≦0.05
Ｐ≦0.05
Ｓ≦0.003
Cu≦0.30
Ni≦0.30
Al≦0.10
Ｗ≦0.10
Ｏ≦0.01
Co≦0.10
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
【００４２】
２）＜請求項２の化学成分について＞
本発明鋼は、積層造形後に焼入れを受ける場合がある。焼入れ時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するため
0.1＜Al＜1.2
を含有させることが出来る。
AlはＮと結合してAlＮを形成し、オーステナイト結晶粒界の移動（すなわち粒成長）を抑制する効果を有する。
また、Alは鋼中で窒化物を形成して析出強化に寄与するため、窒化処理された鋼材の表面硬さを高くする作用も有する。より高い耐摩耗性を求めて窒化処理をする金型（金型の一部を構成している部品も含む）には、Alを含む鋼材を使う事が有効である。
【００４３】
３）＜請求項３の化学成分について＞
近年、金型部品の大型化や一体化によって、金型のサイズは大きくなる傾向にある。大きな金型は冷却され難い。このため、焼入れ性が低い鋼材の大きな金型を焼入れると、焼入れ中にフェライトやパーライトや粗大ベイナイトが析出して各種特性が劣化する。そのような懸念に対しては、Cu-Niを選択的に添加して焼入れ性を高めて対応すればよい。具体的には、
0.30＜Ni≦3.5
0.30＜Cu≦1.5
の少なくとも１種を含有させれば良い。
NiにはAlと結合して金属間化合物を析出し、硬度を高める効果もある。Cuには、時効析出で硬度を高める効果もある。好適な範囲は、
0.50≦Ni≦3.0
0.50≦Cu≦1.2
である。いずれの元素も、所定量を越えると偏析が顕著となり，鏡面研磨性の低下を招く。
【００４４】
４）＜請求項４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。具体的には必要に応じて
0.0001＜Ｂ≦0.0050
を含有させる。
なお、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、Nb，Ta，Ti，Zrなどがある。これら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量によっては後述する請求項６の範囲で添加すると良い場合がある。
【００４５】
５）＜請求項５の化学成分について＞
本発明鋼はSi量が少ないため、機械加工性がやや悪い。加工性の改善策として、以下のＳ，Ca，Se，Te，Bi，Pbを選択的に添加すれば良い。具体的には、
0.003＜Ｓ≦0.250
0.0005＜Ca≦0.2000
0.03＜Se≦0.50
0.005＜Te≦0.100
0.01＜Bi≦0.30
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。
【００４６】
６）＜請求項６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。
【００４７】
７）＜請求項７の化学成分について＞
高強度化にはＣ増量が有効であるが、過度のＣ増量は炭化物の増加による特性（衝撃値や機械疲労特性）の劣化を招く。このような不具合を招くことなく高強度化するには、ＷやCoを選択的に添加すればよい。
Ｗは、炭化物の微細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、
0.10＜Ｗ≦4.00
0.10＜Co≦3.00
の少なくとも１種を含有させれば良い。
いずれの元素も、所定量を越えると特性の飽和と著しいコスト増を招く。好適な範囲は、
0.30≦Ｗ≦3.00
0.30≦Co≦2.00
である。
【発明の効果】
【００４８】
本発明によれば、高い高温強度及び熱伝導率をともに実現可能な金型用鋼及び金型を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００４９】
【図１】本発明の一実施形態のスプールコアを有するダイカスト金型の断面図である。
【図２】スプールコアの摩耗状態を示した図である。
【発明を実施するための形態】
【００５０】
次に本発明の実施例を以下に詳述する。
表１に示す化学組成の１７種の鋼の粉末をガスアトマイズ法にて製造し、この粉末を用いてレーザー照射による３次元積層造形法で図１に示すダイカスト金型１０の一部である部分型としてのスプールコア１２を製造した。このスプールコア１２には冷却回路１４が内部に形成されている。ここで冷却回路１４は螺旋状の３次元的に複雑な形状をなしている。
【００５１】
表１中、比較例１は熱間ダイス鋼SKD61，比較例２は18Niマルエージング鋼，比較例３はマルテンサイトステンレス鋼SUS420J2，比較例４は機械構造用鋼SCM435である。
尚、表１中の各発明例には不可避量の不純物成分が含まれることがあるが、表中には記載していない。
【００５２】
【表１】
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【００５３】
図１において、ダイカスト金型１０は固定型１６と可動型１８とを有している。それらの間に製品の成形空間としてのキャビティ２０と湯道２２とが設けられ、それらが狭小の湯口２４で繋がっている。
上記スプールコア１２は、プランジャ２６とともに鋳造品の最終凝固位置である円筒状のビスケット部２８を挟む位置に配置されている。湯道２２は、このビスケット部２８から延び出している。
スプールコア１２には溝が形成されており、この溝にて湯道２２の一部が形成されている。
【００５４】
上記の手順で得た金型を３５０〜６５０℃の範囲に加熱（焼戻しや時効）して４３ＨＲＣに調質した。その後、機械加工で最終の金型形状に仕上げた。金型は、１３５ｔｏｎダイカストマシンのスプールコア１２である。金型構造に占めるスプールコア１２の位置が図１に示してある。ここで図１はダイカストの金型構造を横から見た断面図である。
【００５５】
ダイカストのサイクルは、型締め→射出→ダイタイマー→型開き→製品取出し→エアブロー→離型剤噴霧→エアブロー、の繰り返しである（図1はダイタイマーの過程を表している）。
まず、可動型１８が固定型１６に接触して型締め状態となる。この時、製品の成形空間としてのキャビティ２０が形成される。その状態でスリーブ３０にラドルでアルミニウム合金（以下アルミ合金とする）の溶湯を注ぎ、その溶湯を高速で移動するプランジャ２６で射出する。
射出された溶湯は湯道２２を通って移動し、湯口２４から液状・粒状・霧状になってキャビティ２０内へ流入する。水鉄砲や霧吹きをイメージすれば理解し易い。やがて、溶湯でキャビティ２０が充填される。そして、キャビティ２０を満たした溶湯に圧力をかけて固化するまで待つ。
【００５６】
これがダイタイマーと呼ばれる過程で，図１はこの様子を示している。溶湯が固化して製品になると、可動型１８を移動させて型を開く。製品を押出しピンやマニプレータを使って取り出す。高温のアルミ合金と接触していた金型は温度が高くなっているため，エアブローと離型剤噴霧で冷却する。これがダイカストの１サイクルである。
【００５７】
上記過程の中で、ダイタイマー（金型内で溶湯を固化させている過程）の短縮を検討した。スプールコア１２の冷却能が高いと、ビスケット部２８が早く凝固するためダイタイマーを短くでき、したがって全体のサイクルタイムを短縮することができる。サイクルタイムの短縮は、生産性向上の観点から非常に好ましい。
【００５８】
テストには型締め力１３５ｔｏｎのダイカストマシンを用い、ダイタイマーが充分に長い状態（ビスケット部２８が完全に固化した状態）から１秒ずつダイタイマーを短くしてゆき、型開き時にビスケット部２８が固化していれば合格、していなければ不合格と判定した。そして、合格となる最短のダイタイマーを評価した。
ビスケット部２８の形状はφ５０×４０ｍｍ、スプールコア１２の水冷孔１４と表面との距離は１５ｍｍである。溶湯は７３０℃のＡＤＣ１２で、鋳造品の重量は６６０ｇである。また、１００００ショット鋳造後のスプールコア１２に顕著な摩耗が認められるかどうかも評価した。高温強度が不足すると、湯流れによる摩耗が顕著となり、金型寿命が確保できない。
【００５９】
テストの結果を表２に示した。目標は、ダイタイマーについては１０[秒]以下、摩耗については１００００ショット後に深さ０．２ｍｍ以上の摩耗が無いことである。
比較例１〜比較例３のダイタイマーは１２〜１４[秒]と長い。これは、熱伝導率が２３[Ｗ／ｍ／Ｋ]以下と低く、熱交換が行われ難いためである。
【００６０】
その一方で、１００００ショット鋳造後のスプールコア１２には顕著な摩耗は無かった。これは充分な高温強度を有するためである。
熱伝導率が３８[Ｗ／ｍ／Ｋ]と高い比較例４の場合は、ダイタイマーが８[秒]と短く好ましい結果であるが、高温強度が低いために１００００ショット後には顕著な摩耗が観察され、型寿命の確保は難しいと判断された。この様子を図２に示している。湯道２２の一部を形成する溝Ｍのうち、溶湯の流動の方向が急激に変わる角部ｋ付近に、摩耗によってダレた肌が観察される。
【００６１】
１３種類の発明例は、ダイタイマーがいずれも９[秒]以下と非常に短い。これは、熱伝導率が３１[Ｗ／ｍ／Ｋ]以上と高く、熱交換が行われ易いためである。また、充分な高温強度を有するため、１００００ショット鋳造後のスプールコア１２に顕著な摩耗は無かった。なお、比較例にも発明例にも水冷孔からの割れは無かった。
【００６２】
次に、比較例１〜３でもダイタイマーを半減できないか検証した。具体的には、熱交換を促進するため、水冷孔１４と表面の距離を７．５ｍｍと小さくしたスプールコア１２を作って表２のテストと同条件でテストを行った。結果を表３に示している。ダイタイマーは表２の発明例と同等まで短縮された。水冷孔１４を表面に近接させる金型構造は、ダイタイマーの短縮に極めて有効である。
【００６３】
その一方で、１００００ショット鋳造が完了する前に水冷孔１４からの割れが表面に貫通して寿命となった。亀裂の貫通距離が短くなったことに加え、熱応力が増大したためである。ダイタイマーが短縮されても、これではダイカストの生産性向上は難しい（金型交換に長時間を要するため）。なお、１００００ショットは未達であるが、表２のテストの場合と同様に、摩耗は顕著ではなかった。
【００６４】
【表２】
2015209588.tif 000003
【００６５】
【表３】
2015209588.tif 000004
【００６６】
以上から分かるように、発明例では、摩耗や水冷孔割れを防止して型寿命を確保しつつダイタイマー短縮が実現される。比較例では、型寿命を確保するとダイタイマーが長くなり、ダイタイマーを短くすると型寿命が確保できない。発明例が型寿命確保とダイタイマー短縮を両立できる理由は、高温強度と熱伝導率が共に高いためである。
【００６７】
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。
熱伝導率と高温強度の高さを両立した本発明鋼は、ダイカストの金型以外にも樹脂の射出成形の金型用としても好適である。また、鋼板のホットプレス（ホットスタンプやダイクエンチとも呼ばれる）の金型等としても高い性能を発揮する。その際、積層造形ではなく、通常の機械加工と熱処理によって本発明鋼を金型製造に適用しても、同様の製法で作られた同一形状の従来鋼の金型より、型寿命確保とサイクル短縮に有効である。
さらに、本発明鋼による金型を表面改質（ショットブラスト，サンドブラスト，窒化，ＰＶＤ，ＣＶＤ，メッキ，など）と組合せることも有効である。
また、本発明鋼は、棒材や線材の状態の溶接材として使用することもできる。具体的には、本発明にかかる金型用鋼の溶接材を用い、積層造形法により製造した金型に、あるいはインゴットを加工して得た材料に対し機械加工による切削にて製造した金型に、溶接補修することも可能である。この場合、補修される金型の化学成分は、本発明鋼の範囲とは異なっても良いし、本発明鋼の範囲内であっても良い。いずれにせよ、本発明鋼の溶接材で補修された部分は、本発明鋼の成分で発揮される高い高温強度と高い熱伝導率を有する。
その他本発明は、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。
【符号の説明】
【００６８】
１０  ダイカスト金型
１２  スプールコア
１４  冷却回路
【図１】
2015209588.tif 000005
【図２】
2015209588.tif 000006