(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、Ｃ：０．２１〜０．２６％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．３〜１．２％、Ｃｒ：１．６〜２．１％、Ａｌ：０．０３〜０．０６％、Ｂ：０．００１〜０．００５％、ＭｏとＷを単独もしくは複合でＭｏ＋１／２Ｗ：０．２〜０．６％、Ｖ：０．０５〜０．３％を含有し、残部がＦｅと不可避不純物とからなり、かつ前記不可避不純物中でＮｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．４％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｏ：０．００８０％以下、Ｎ：０．０２％以下に規制した組成を有し、硬さが２７〜３３ＨＲＣの範囲内にあることを特徴とするプラスチック成形金型用鋼。
【請求項２】
室温での熱伝導率が３８Ｗ／ｍ／Ｋ以上であることを特徴とする請求項１に記載のプラスチック成形金型用鋼。  
【請求項３】
旧オーステナイト粒径が、結晶粒度番号で４以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のプラスチック成形金型用鋼。
【請求項４】
ノッチ深さが２ｍｍのＵノッチ形状試験片における室温のシャルピー衝撃値が７０Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のプラスチック成形金型用鋼。
【請求項５】
請求項１に記載の組成を有し、最終オーステナイト化工程および焼戻しによる調質によってプラスチック成形金型用鋼を製造する方法であって、
前記最終オーステナイト化工程前に初析フェライトを体積率で８％以上析出させ、前記調質によって、旧オーステナイト粒径を結晶粒度番号で４以上、硬さを２７〜３３ＨＲＣの範囲内とすることを特徴とするプラスチック成形金型用鋼の製造方法。
【請求項６】
前記最終オーステナイト化工程が、焼準しまたは焼入れであることを特徴とする請求項５記載のプラスチック成形金型用鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、熱伝導率及び靭性に優れたプラスチック成形金型用鋼とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
家電をはじめ、自動車部品、ＯＡ機器など多くの分野の製品でプラスチックが使われている。プラスチック成形では、溶融したプラスチックを金型のキャビティの形状に沿って変形させ、冷却してプラスチックを固化する。
プラスチックの固化時間を支配する因子の一つに金型の熱伝導率が挙げられ、金型用鋼の熱伝導率が大きいほど固化時間が短縮されるので、プラスチック成形の生産性向上が期待できる。
プラスチック成形では、プラスチックが充填される金型の意匠面がプラスチックに転写されることから、金型の表面肌を管理する必要があり、鏡面磨き性は金型用鋼として重要な特性の一つである。金型用鋼の硬さは、金型の鏡面磨き性に影響する因子であり、一般的に金型用鋼の硬さが高いほど鏡面性は良くなる。これは、素地と硬質な非金属介在物などとの硬さの差異が小さくなるためなどとして解釈されている。
プラスチック成型金型用鋼の多くは、あらかじめ調質熱処理により所定の硬さに調整された、いわゆるプリハードン鋼として提供され、機械加工後に金型として使用される。プリハードン鋼は、硬さに応じて様々な鋼種が製品化されており、その中の一つに３０ＨＲＣ前後の硬さを有する低炭素合金鋼がある。これらは、＃３０００程度の鏡面性を有している。
【０００３】
特許文献１には、高熱伝導率を特徴としたプラスチック成形金型用鋼が提案されている。
特許文献２には、本発明で対象とする金型用鋼と硬さが同程度である高融点金属鋳造用の金型用鋼が提案されている。この金型用鋼は、調質によって１７０〜３３１ＨＢ（ＳＡＥ  Ｊ  ４１７での換算によると、約６ＨＲＣ〜約３５ＨＲＣ）の硬さに調整される。２００℃における熱伝導率は、０．０８〜０．１１ｃａｌ／ｃｍ／ｓ／℃（３３．５〜４６．０Ｗ／ｍ／Ｋ）であり、一般的な熱間工具鋼であるＳＫＤ６１（０．０７ｃａＩ／ｃｍ／ｓ／℃（２９．３Ｗ／ｍ／Ｋ））と比較して高熱伝導率であることを特徴の一つとして挙げている。
特許文献３にも、調質によって硬さが１７０〜３３１ＨＢ（ＳＡＥ  Ｊ  ４１７での換算によると、約６ＨＲＣ〜約３５ＨＲＣ）に調質される高融点金属鋳造用の金型用鋼が提案されている。この金型用鋼の２００℃における熱伝導率は、０．１０〜０．１３ｃａｌ／ｃｍ／ｓ／℃（４１．８〜５４．４Ｗ／ｍ／Ｋ）であり、一般的な熱間工具鋼であるＳＫＤ６１と比較して高熱伝導率であることを特徴の一つとして挙げている。
特許文献４では、調質によって約４３ＨＲＣに硬さが調整されるとともに、室温での熱伝導率が３０Ｗ／ｍ／Ｋ以上である、主として金属の鋳造用金型を想定した工具鋼が提案されている。
また、特許文献５では、熱伝導率と靭性を高めた金型用鋼が提案されている。
【０００４】
金属の鋳造では、溶融した金属を金型内へ注入し、冷却して固化することにより製品を製造する。冷却は、金型の内部に設けた冷却孔の中に冷却用媒体を流すか、もしくは金型表面に冷却用の媒体を吹きつけることにより行うが、金型の温度低下が不十分なまま新たな鋳造品を製造すると、鋳造品の冷却速度が低下し、品質低下が生じる。金型用鋼の熱伝導率が高いと、温度低下が早く進行してこの問題が抑制されるので、鋳造品の金型用鋼に
おいても高熱伝導率が望ましい。
また、金属鋳造金型では、溶融金属が注入されるキャビティ面の温度は、たとえば溶融金属がアルミニウム合金の場合、注入直後に６００℃程度まで急速に加熱される。表面は加熱によって膨張しようとするが、キャビティから離れた金型内部は室温に近い状態なので、金型内部に拘束されて表面には圧縮応力が発生する。一方、鋳造後の冷却過程では、表面が急激に冷却されて収縮しようとするが、内部の温度上昇に伴う膨張によって拘束されて引張応力が生じる。この圧縮と引張の熱応力サイクルが繰返し負荷されることにより、ヒートチェックと呼ばれる熱疲労亀裂が発生・進展する。金型用鋼の熱伝導率が高ければ、表面と内部との温度差が小さくなり、熱応力が小さくなるため、耐ヒートチェック性が向上すると考えられている。このような温度サイクルは、鋳造金型に限らず、鍛造や押出しなどの全ての熱間加工金型で負荷されるため、これらの金型用鋼には高熱伝導率が求められる。
なお、プラスチック成形金型においても、溶融したプラスチックが射出されるキャビティと金型内部に設けられた冷却孔の間に、比較的大きな温度勾配が生じることから、ヒートチェックが発生・進展しやすい環境である。ヒートチェックが発生すると、製品表面へのヒートチェック模様の転写、あるいは冷却用媒体の漏れが生じることから、ヒートチェックは抑制する必要がある。すなわち、プラスチック成形金型用鋼においても、金属鋳造金型用鋼と同様に、耐ヒートチェック性の観点からも高い熱伝導率が望ましい。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１１−１３２５７７号公報
【特許文献２】特開昭５７−２１０９５７号公報
【特許文献３】特開昭６０−２１５７４５号公報
【特許文献４】特開２００９−１３４６５号公報
【特許文献５】特開２０１１−９４１６８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
ところで、プラスチック成形金型では、金型加工中における熱応力あるいは成形中における衝撃によって割れが生じる危険性があり、割れを防ぐ観点から比較的高い靭性が必要である。また、ヒートチェックを抑制する観点からも、靭性は高いほうが望ましいが、前述した特許文献１〜４においては靭性に関する配慮は格別されておらず、靱性についての言及はない。
特許文献５では、熱伝導率に加えて靭性を高めた金型用鋼が提案されている。しかし、実施例で示されている鋼種は、４３ＨＲＣに調整されているとともに、室温での衝撃値が２０〜４１Ｊ／ｃｍ２、熱伝導率が３３．０〜３５．９Ｗ／ｍ／Ｋであり、靱性、熱伝導性ともに十分なものではない。
【０００７】
本発明は上記の課題を解決するためになされたもので、高い熱伝導率を満たしつつ、かつ靭性にすぐれた金型用鋼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】
すなわち、本発明のプラスチック成形金型用鋼のうち、第１の本発明は、質量％にて、Ｃ：０．２１〜０．２６％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．３〜１．２％、Ｃｒ：１．６〜２．１％、Ａｌ：０．０３〜０．０６％、Ｂ：０．００１〜０．００５％、ＭｏとＷを単独もしくは複合でＭｏ＋１／２Ｗ：０．２〜０．６％、Ｖ：０．０５〜０．３％を含有し、残部がＦｅと不可避不純物とからなり、かつ前記不可避不純物中でＮｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．４％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｏ：０．００８０％以下、Ｎ：０．０２％以下に規制した組成を有し、硬さが２７〜３３ＨＲＣの範囲内にあることを特徴とする。
【０００９】
第２の本発明のプラスチック成形金型用鋼は、前記第１の本発明において、室温での熱伝導率が３８Ｗ／ｍ／Ｋ以上であることを特徴とする。  
【００１０】
第３の本発明のプラスチック成形金型用鋼は、前記第１または第２の本発明において、旧オーステナイト粒径が、結晶粒度番号で４以上であることを特徴とする。
【００１１】
第４の本発明のプラスチック成形金型用鋼は、前記第１〜３のいずれかの本発明において、ノッチ深さが２ｍｍのＵノッチ形状試験片における室温のシャルピー衝撃値が７０Ｊ／ｃｍ２以上であることを特徴とする。
【００１２】
第５の本発明のプラスチック成形金型用鋼の製造方法は、前記第１の本発明の組成を有し、調質によってプラスチック成形金型用鋼を製造する方法であって、最終オーステナイト化工程前に初析フェライトを体積率で８％以上析出させ、該最終オーステナイト化工程および焼戻しによる調質によって、旧オーステナイト粒径を結晶粒度番号で４以上、硬さを２７〜３３ＨＲＣの範囲内とすることを特徴とする。
【００１３】
第６の本発明のプラスチック成形金型用鋼の製造方法は、前記第５の本発明において、前記最終オーステナイト化工程が、焼準しまたは焼入れであることを特徴とする。
【００１４】
以下に、本発明で規定する条件等について説明する。なお、以下の組成における成分はいずれも質量％で示されるものである。
【００１５】
（組成）
鉄鋼中では、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒなどの含有量を少なくすることによって、高熱伝導率化することができる。金属中においては、自由電子による熱伝導が支配的であり、これらの合金元素には、自由電子の動きを阻害する作用があると推察される。しかしながら、これらは焼入れ性を向上させる元素であり、これらの元素を極端に減じると、焼入れ性が低下してフェライトが混在する場合があり、局所的に硬さが低下する。前述したように、金型用鋼の硬さは鏡面性に大きく影響する因子であり、フェライトが混在すると金型用鋼内で鏡面性にばらつきが生じるために好ましくない。これらの点を配慮して組成が定められている。以下、本発明で成分範囲を限定した理由を以下に説明する。
【００１６】
Ｃ：０．２１〜０．２６％
Ｃは焼入れ性を向上させる元素であり、また目的の硬さに調整するためにも０．２１％以上の含有が必要である。一方  多量に含有する場合には、熱伝導性が低下するとともに、焼入れ性が向上しすぎて、調質などの最終オーステナイト化工程前に初析フェライトが析出しなくなる。また、溶接性も劣化することから、その上限を０．２６％とする。
【００１７】
Ｓｉ：０．１５％以下
Ｓｉは熱伝導性を顕著に低下させるとともに、成分偏析が生じて鏡面性を劣化させることから、その上限を０．１５％とする。一方、製鋼工程の脱酸剤として使われ、少なすぎると脱酸能が悪化することから、０．０１％以上の含有量が望ましい．同様の理由で下限を０．０５％、上限を０．１０％とするのが一層望ましい。
【００１８】
Ｍｎ：０．３〜１．２％
Ｍｎは焼入れ性向上に効果的な元素であり、添加により良好な機械的性質を得ることができる。その効果を得るためには、０．３％以上の含有が必要である。ただし、過度の含有は熱伝導性の低下を招くとともに、焼入れ性が向上しすぎて、調質などの最終オーステナイト化工程前に初析フェライトが析出しなくなるので、上限を１．２％とする。
同様の理由で下限を０．５％、上限を０．９％とするのが望ましい。
【００１９】
Ｃｒ：１．６〜２．１％
Ｃｒは焼入れ性の向上作用をもたらす。また、金型の使用時の錆発生によって鏡面性が低下するのを防止する観点から、金型用鋼にとって耐食性は望ましい特性であり、Ｃｒの含有は耐食性の向上をもたらす。以上の理由から、１．６％以上の含有が必要である。一方で、過度の含有は熱伝導率の低下をもたらすとともに、焼入れ性が向上して、調質などの最終オーステナイト化工程前に初析フェライトが析出しなくなることから、その上限を２．１％とする。
同様の理由で下限を１．７％、上限を１．９％とするのが一層望ましい。
【００２０】
Ａｌ：０．０３〜０．０６％
ＡｌはＳｉと同様に鋼塊溶製時に脱酸剤として用いられる。本発明鋼では、熱伝導率を向上させるために、Ｓｉを低く抑えていることから、最低でも０．０３％の含有量が必要である。しかし、多すぎるとＡｌ２Ｏ３系介在物が鋼中に残留し、被削性や鏡面性を悪化させる原因となるため、０．０６％以下とする。
【００２１】
Ｂ：０．００１〜０．００５％
Ｂは焼入れ性の向上効果を有するに加えて、被削性を付与させる作用もあるため、０．００１％以上の含有が必要である。一方で過度に含有する場合は、熱間加工性を阻害することに加えて溶接時の割れ感受性を高めるために、その上限を０．００５％とする。
同様の理由で上限を０．００３％とするのが一層望ましい。
【００２２】
Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．２〜０．６％
ＭｏとＷは、焼戻し時に微細な炭化物を形成し、硬さ向上の役割を果たすが、過剰に含有すると靭性の低下をもたらすことから、上限及び下限を定めることが必要である。ここでＷは、Ｍｏに対して質量％でほぼ倍の量で同様の効果が認められることから、Ｍｏ＋１／２Ｗの計算式で、下限を０．２％、上限を０．６％に規制する。なお、ＭｏはＣｒと同様に耐食性向上効果も有することから、その下限を０．３％にするのが望ましい。また、上限は、靱性の低下の観点から０．６％以下が望ましい。
【００２３】
Ｖ：０．０５〜０．３％
Ｖは焼戻し軟化抵抗性を高めると共に、硬質の炭化物を微細に形成して耐摩耗性を向上させる効果があるため、０．０５％以上の含有が必要である。一方、多すぎると金型加工時の工具の摩耗を増加させるとともに、多量の炭化物の析出による靭性低下を招くことから、その上限を０．３％以下とする。
なお、  同様の理由で下限を０．１％、上限を０．２％とするのが一層望ましい。
【００２４】
Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉは、本発明鋼を製造するに当たってスクラップを原料とする場合、不可避的に混入する可能性がある。Ｎｉは焼入れ性を高めるのに有効な元素であるが、本発明ではＣ、Ｍｎ、Ｃｒなどの添加で調質後に初析フェライトが析出しない程度の十分な焼入れ性を得ることができることに加え、過度の含有は熱伝導率の低下をもたらすことから、その上限を０．５％とした。なお、焼入れ性や硬さの向上を意図する場合は０．２％以上含有するのが望ましいが、Ｎｉは含有しない、または不可避的不純物とした場合は０．２％未満が望ましい。
【００２５】
Ｃｕ：０．４％以下
Ｃｕは、本発明鋼を製造するに当たってスクラップを原料とする場合、不可避的に混入する可能性がある。Ｃｕは多すぎると被削性を低下させることに加え、熱間加工性の著しい低下をもたらす。加えて、焼入れ性が向上して、調質などの最終オーステナイト化工程前に初析フェライトが析出しなくなることから、上限を０．４％に規制する。
なお、耐食性や焼入れ性の向上を意図する場合は、Ｃｕを０．２％以上含有するのが望ましいが、Ｃｕは含有しない、または不可避的不純物とした場合は０．２％未満が望ましい。
【００２６】
Ｓ：０．００５％以下、Ｏ：０．００８０％以下、Ｎ：０．０２％以下
ＳはＭｎ、ＯはＳｉやＡｌなど、ＮはＡｌなどと結合して非金属介在物を形成する。これらは、鏡面研磨時にはピンホール欠陥として現出する場合があるため、鏡面性を高める上での障害となる。また、腐食環境下での錆の起点ともなりうる。これらの理由から、上記した非金属介在物はできるだけ少なくするのが望ましく、そのためには、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量を極力低減させることが必要である。このため、Ｓ、Ｏ、Ｎの上限は、それぞれ０．００５％、０．００８０％、０．０２％とする。また、望ましくは、上限をさらに０．００３％、０．００４％、０．０１％に規制する。
【００２７】
硬さ：２７〜３３ＨＲＣ
本プリハードン鋼の硬さは、２７〜３３ＨＲＣの範囲に調質される。硬さが２７ＨＲＣ未満になると、素地と硬質な非金属介在物の間の硬さの差異が大きくなり、研磨時に非金属介在物による引っかき傷が生じやすくなって鏡面性が低下する。一方、硬さが３３ＨＲＣを越えると、靭性が低下する．
なお、硬さの測定は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４５で規定されているロックウェル硬さ測定方法によって行うことができる。
【００２８】
室温での熱伝導率：３８Ｗ／ｍ／Ｋ以上
室温（１５℃〜３５℃）での熱伝導率を３８Ｗ／ｍ／Ｋ以上とすることで、生産性の向上、ヒートチェックの抑制を図ることができる。
【００２９】
旧オーステナイト粒径：結晶粒度番号４以上
旧オーステナイト粒径を結晶粒度番号４以上とすることで良好な靱性が得られる。したがって、上記結晶粒度番号の条件を満たすことが望ましい。
なお、上記粒径は、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１に規定される方法によって測定することができる。
【００３０】
シャルピー衝撃値：７０Ｊ／ｃｍ２以上
十分なシャルピー衝撃値を有することで、割れを効果的に防ぎ、さらにヒートチェックを抑制するので、上記シャルピー衝撃値を有するのが望ましい。
なお、上記シャルピー衝撃値は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２で規定されている条件によって測定することができる。
【００３１】
最終オーステナイト化工程前の初析フェライト体積率：８％以上
最終オーステナイト化工程の前に初析フェライト体積率を８％以上にしておくことで、同工程後に細粒の組織が得られ、優れた靱性が得られる。したがって、最終オーステナイト化工程前の初析フェライト体積率は８％以上であるのが望ましい。
すなわち、高靭性化させるためには、結晶粒径は小さいほうが良い。再結晶時の核生成サイトを多く分布させておくのが、結晶粒を微細化させる一つの方法であり、核生成サイトの一つとして結晶粒界が挙げられる。たとえば、調質前の旧オーステナイト結晶粒径が同等で、初析フェライトが析出した鋼とフルベイナイトもしくはフルマルテンサイトの鋼を比較した場合、初析フェライトが析出した鋼で結晶粒界の密度が高いために、調質後の旧オーステナイト結晶粒はフルベイナイトもしくはフルマルテンサイトの鋼より微細になる。
【００３２】
なお、最終オーステナイト化工程の前における初析フェライト体積率は、同工程前の熱履歴における冷却工程の影響を受ける。このような冷却工程としては、熱間加工や焼準しでの冷却工程が例示される。これらの工程における冷却速度を小さくするほど、初析フェライトが析出しやすくなるが、冷却速度を極端に小さくしないと初析フェライトが析出しない場合は、冷却に長時間を要することになり、金型用鋼の製造効率が低下する。
なお、熱伝導率の向上と最終オーステナイト化工程前での初析フェライト析出を利用した結晶粒微細化に伴う高靭性化を達成するには、いずれも焼入れ性向上元素の添加量が少ない方が望ましいが、これらを極端に減じると最終オーステナイト化工程後にも初析フェライトが分布して、鏡面性を損なう可能性がある。本発明で最終オーステナイト化工程前の初析フェライト体積率を限定する場合、それぞれの添加元素量を限定することにより、熱伝導性と靭性、及び鏡面性のいずれの特性も満足することができる。
なお、上記調質の内容は本発明としては特定のものに限定されるものではないが、焼入れ温度８８０〜１０２０℃、水冷や油冷の条件による焼入れ、加熱温度５００〜６５０℃、空冷や炉冷の条件による焼戻しを例示することができる。焼入れ前に焼準しを行うものであってもよい。なお、小さい製品などでは、加熱後に水冷や油冷を行わず、例えば、空冷やファンを使用した衝風冷却による焼準しによって最終オーステナイト化を行うこともできる。
なお、最終オーステナイト化工程は、最終的にオーステナイト化の現象が生じる工程を意味しており、熱処理用の加熱および冷却を行う場合の他、例えば熱間加工後の冷却過程を制御するものであってもよい。
【発明の効果】
【００３３】
以上説明したように、本発明によれば、高い熱伝導率と優れた靭性とを有するプラスチック成形金型用鋼を得ることができる。
【発明を実施するための形態】
【００３４】
以下に、本発明の実施形態について説明する。
本発明のプラスチック成形金型用鋼は、常法により溶製することができる。Ｓ、Ｏ、Ｎなどを規制する製法としては、取鍋精錬法、真空溶解法、工レクトロスラグ再溶解法などがあるが、本発明では、これらの製法を適宜採用することで、所定の組成に調整することができる。溶製により得られる鋼塊は、必要に応じて鍛造や圧延等の加工を行い、さらに熱処理を行う。鍛造等の加工は常法により行うことができる。
また、最終オーステナイト化工程前の初析フェライトの体積率を調整するため、最終オーステナイト化工程前に見られるオーステナイト化過程での冷却速度を管理することが必要になる場合がある。このオーステナイト化過程としては、鍛造などの熱間加工後の焼準しや焼入れ前の焼準し等が挙げられ、これらの工程で常温まで温度を低下させる時間は２４時間以上とするのが望ましい。但し、初析フェライトの析出に影響する５５０℃以上での冷却速度を制御して初析フェライトの体積率を調整すれば、その後の冷却速度は任意に定めることもできる。
【００３５】
鍛造等の加工後に最終オーステナイト化工程を含む調質がなされるが、最終オーステナイト化工程は、焼準し、焼入れ、焼戻しなどにより行うことができる。焼戻し後の旧オーステナイト粒度番号を４以上にするため、焼入れ温度は８８０〜１０２０℃の範囲とするのが望ましい。また、焼入れ後にフェライトを析出させないために、焼入れでは水もしくは油を使用して冷却するのが望ましい。ただし、小さな製品などでは、焼準しを最終オーステナイト化工程とすることもできる。また、熱間鍛造などの後の冷却を制御して焼準しを行うことで最終オーステナイト化工程がなされ、その後、焼戻しを行ってもよい。さらに、熱間加工後の冷却後に焼準し工程を設けてもよい。加えて、焼準し後に焼入れを行うものであってもよい。この場合は、焼入れが最終オーステナイト化工程に相当する。
上記の最終オーステナイト化後に、適正な焼戻しを行うことで、所望の硬さが得られる。当該の焼戻しの条件としては、５００℃〜６５０℃で加熱してから炉冷するのが最適である。該焼戻しによって２７〜３３ＨＲＣの硬さを得ることができる。なお、硬さの測定方法に関してはＪＩＳ  Ｚ  ２２４５で規定されているロックウェル硬さ測定方法に準じた。このプリハードン金型用鋼は、必要に応じて切削加工、鏡面研磨が行われる。切削加工においては、良好な被削性を示し、切削加工を円滑かつ高品質に行うことができる。また、鏡面研磨によって、優れた鏡面性を示す。
【実施例１】
【００３６】
以下に本発明の実施例を以下に説明する。
表１（残部がＦｅおよび他の不可避不純物）に各供試材の化学成分を示す。なお、供試材としては、本発明の成分範囲になる発明鋼と、本発明の成分範囲を外れた比較鋼を用意した。
上記の各供試材の成分となるように調整し、真空誘導溶解法（ＶＩＭ法）により溶製した５０ｋｇ試験鋼塊を１１００℃〜１３００まで加熱して熱間鍛造を行い、幅１３０ｍｍ、厚さ３０ｍｍの鍛造板を製作した。鍛造後に室温まで冷却した後、１２００℃に加熱しての焼準しと、９２０℃からの焼入れ及び５５０〜６４５℃での焼戻しを行い、硬さを約３０ＨＲＣに調整した。なお、比較的大型な製品を想定して、焼準し時に室温までの冷却に要した時間を約４８時間、焼入れ時の平均冷却速度は２０℃／ｍｉｎとした。
【００３７】
このように製作した供試材より試験片を採取し、以下に記す各種特性を調査した。
まず、靭性についてはＪＩＳ  Ｚ  ２２４２で規定されているノッチ深さが２ｍｍであるＵノッチ形状の試験片を用い、シャルピー衝撃試験を室温にて実施して、吸収エネルギーを断面積で除した衝撃値を求めた。また、各供試材より熱伝導率試験片を採取し、室温において熱伝導率を測定した。熱伝導率は以下の式で表され、密度はアルキメデス法、比熱は示差走査熱量（ＤＳＣ）法、熱拡散率はレーザーフラッシュ法により、それぞれ求めた。
熱伝導率（Ｗ／ｍ／Ｋ）＝密度（ｋｇ／ｍ３）×比熱（Ｊ／ｋｇ／Ｋ）×熱拡散率（ｍ２／ｓ）
【００３８】
加えて、焼戻し後の旧γ粒度番号の測定をＪＩＳ  Ｇ  ０５５１に従って実施した。さらに、焼入れ前と焼戻し後のミクロ組織観察を行うとともに、焼入れ前組織の観察面における初析フェライトの面積率を光学顕微鏡を用いた倍率５０倍の視野（１．８ｍｍ×１．３ｍｍ）で画像解析により測定し、５視野の平均値を得て、これを体積率と見なした。
【００３９】
表２に、発明鋼と比較鋼の焼入れ前と焼戻し後における初析フェライトの有無、焼戻し後の旧オーステナイト結晶粒度番号、シャルピー衝撃値、熱伝導率を示す。
【００４０】
本発明鋼は、いずれも焼入れ前に体積率で８％以上の初析フェライトの析出が認められたが、焼戻し後の組織はベイナイトであり、初析フェライトは認められなかった。
旧オーステナイト結晶粒度番号は４．６以上、シャルピー衝撃値は７０Ｊ／ｃｍ２以上、熱伝導率は３８．９Ｗ／ｍ／Ｋ以上であった。
【００４１】
一方、比較鋼では、比較鋼Ｎｏ．１０、１３、１６において、焼戻し後に初析フェライトが認められ、硬さが２７ＨＲＣを下回った、比較鋼Ｎｏ．１０ではＣ、比較鋼Ｎｏ．１３ではＭｎ、比較鋼Ｎｏ．１６ではＣｒの含有量が、本発明で規定している組成範囲を下回っているため、焼入れ性が大きく低下したことに起因すると考えられる。これらの鋼種では、鏡面研磨したときの鏡面性が発明鋼よりも劣る。
比較鋼Ｎｏ．１１、１２、１５、１７では、シャルピー衝撃値が３５〜４２Ｊ／ｃｍ２と発明鋼と比較して低い。これら鋼種の旧オーステナイト粒度番号は２．２〜２．５であり、発明鋼と比較して結晶粒が粗大であることが、靭性が低下した一因である。これらの鋼種では、いずれも焼入れ前の初析フェライトが認められなかったため、調質後に細粒が得られなかったと考えられる。比較鋼Ｎｏ．１１ではＣ、比較鋼Ｎｏ．１２ではＳｉ、比較鋼Ｎｏ．１５ではＮｉとＣｒ、比較鋼Ｎｏ．１７ではＣｒとＣｕを、本発明の組成範囲の上限を超えて含有しており、これにより焼入れ性が向上したことが、調質前に初析フェライトが得られなかった主因である。また、これらの鋼種の熱伝導率は３４．３〜３７．４Ｗ／ｍ／Ｋであり、発明鋼と比較して小さいが、これは、Ｃ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕの組成範囲が本発明の上限を逸脱していることに起因しているものと考えられる。
比較鋼Ｎｏ．１４では、焼入れ前に８％以上の初析フェライトが析出したため、焼戻し後の結晶粒度番号は４．８と比較的細粒であるとともに、衝撃値は８６Ｊ／ｃｍ２と比較的良好である。しかしながら、熱伝導率は３４．５Ｗ／ｍ／Ｋであり、発明鋼と比較して低い。これは、Ｍｎ含有量が本発明で規定している上限を上回っていることに起因する。
比較鋼Ｎｏ．１８と比較鋼Ｎｏ．１９では、いずれも焼入れ前に８％以上の初析フェライトが析出したため、焼戻し後の結晶粒度番号は５．４及び７．２と比較的細粒であるが、衝撃値は３５及び３６Ｊ／ｃｍ２であり、本発明鋼と比較して低い。比較鋼Ｎｏ．１８ではＭｏ＋１／２Ｗの値が、比較鋼Ｎｏ．１９ではＶ添加量が本発明で規定する上限を上回った。両鋼種では、これらの元素に起因した炭化物が多量に析出したため、靭性に対して悪影響を及ぼしたと考えられる。
比較鋼Ｎｏ．２０も焼戻し後の結晶粒度番号は６．５と比較的細粒であるにも関わらず、衝撃値は５４Ｊ／ｃｍ２と本発明鋼より低かった。比較鋼Ｎｏ．２０では、Ａｌ添加量が本発明で規定している下限を下回っているため、脱酸能が低下してＭｎなどを含んだ粗大な酸化物が生成し、これが衝撃値を劣化させた一因となっている。また、これらの粗大酸化物は、鏡面磨き時のピンホールの原因にもなる。
【００４２】
【表１】
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【００４３】
【表２】
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