(57)【要約】【課題】軟化抵抗が高く、耐摩耗性に優れた型材用鋼を提供すること。【解決手段】本発明に係る型材用鋼は、Ｃ：０．１５〜０．５５質量％、Ｓｉ：０．０１〜２．０質量％、Ｍｎ：０．０１〜２．５質量％、Ｃｕ：０．０１〜２．０質量％、Ｎｉ：０．０１〜２．０質量％、Ｃｒ：０．０１〜２．５質量％、Ｍｏ：０．０１〜３．０質量％、及び、Ｖ及びＷからなる群から選ばれる少なくとも１種の総量：０．０１〜１．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる型材用鋼であって、所定の熱処理後の、室温におけるＨＲＣ硬さの最大値を与えるＬＭＰ（ＬＭＰｍａｘ）が１７．６６以上であることを特徴とする。尚、ＬＭＰ＝（ＴＨ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ））×０．００１…（１）ＴＨは、５５０℃〜７００℃における加熱の保持温度［℃］、ｔは、５５０℃〜７００℃における加熱の保持時間［Ｈｒ］である。【選択図】図１
2008169411.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．１５〜０．５５質量％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０質量％、
Ｍｎ：０．０１〜２．５質量％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０質量％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０質量％、
Ｃｒ：０．０１〜２．５質量％、
Ｍｏ：０．０１〜３．０質量％、及び、
Ｖ及びＷからなる群から選ばれる少なくとも１種の総量：０．０１〜１．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる型材用鋼であって、
１０１０℃〜１０５０℃で均熱した後、２００℃／分以上の冷却速度で５００℃〜５５０℃まで冷却し、引き続き、１００℃／分以上の冷却速度で１５０℃以下まで冷却し、次いで、５５０℃〜７００℃の温度域で加熱した後の、室温におけるＨＲＣ硬さの最大値を与えるＬＭＰ（ＬＭＰｍａｘ）が１７．６６以上であることを特徴とする型材用鋼。
但し、
ＬＭＰ＝（ＴＨ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ））×０．００１…（１）
ＴＨは、５５０℃〜７００℃における加熱の保持温度［℃］、
ｔは、５５０℃〜７００℃における加熱の保持時間［Ｈｒ］である。
【請求項２】
更に、
Ａｌ：０．００２〜０．５質量％を含有することを特徴とする請求項１に記載の型材用鋼。
【請求項３】
更に、
Ｃｏ：０．０１〜２．０質量％を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の型材用鋼。
【請求項４】
更に、
Ｎｂ：０．００５〜０．５質量％、
Ｔａ：０．００５〜０．５質量％、
Ｔｉ：０．００５〜０．５質量％、及び、
Ｚｒ：０．００５〜０．５質量％からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載の型材用鋼。
【請求項５】
更に、
Ｂ：０．０００２〜０．０２質量％を含有することを特徴とする請求項１から４のいずれかに記載の型材用鋼。
【請求項６】
更に、
Ｓ：０．０１〜２．０質量％、
Ｃａ：０．０００５〜０．５質量％、
Ｓｅ：０．００５〜０．５質量％、
Ｔｅ：０．００５〜０．５質量％、
Ｂｉ：０．００５〜０．５質量％、及び、
Ｐｂ：０．００５〜０．５質量％からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１から５のいずれかに記載の型材用鋼。
【請求項７】
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ及びＣｏの総量が６質量％以下であることを特徴とする請求項１から６のいずれかに記載の型材用鋼。
【請求項８】
１０１０℃〜１０５０℃で均熱した後、２００℃／分以上の冷却速度で５００℃〜５５０℃まで冷却し、引き続き、１００℃／分以上の冷却速度で１５０℃以下まで冷却し、次いで、５５０℃〜７００℃の温度域で加熱した場合において、ＬＭＰ＝１７であるときの室温におけるＨＲＣ硬さと、ＬＭＰ＝１９であるときの室温におけるＨＲＣ硬さとの差が６以下であることを特徴とする請求項１から７のいずれかに記載の型材用鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐摩耗性が要求される金型や工具に用いて好適な軟化抵抗に優れた型材用鋼に関し、更に詳しくは、金型製品や工具製品の寿命延長を可能とし、製造原価に占める金型費・工具費の割合を抑えることが可能な軟化抵抗に優れた型材用鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
樹脂やガラスの射出成形・ダイカスト・鍛造等においては、金型や工具といった成型用部材（以下、単に「型材」ともいう）が用いられる。型材の寿命は、生産効率や製品コストに大きな影響を与えるため、いずれの産業分野においても型材の長寿命化が求められる。型材の寿命が短いと、型材交換の頻発による生産効率が悪化し、型材費が嵩み、製品コストに占める割合が上昇するからである。
【０００３】
従来から、型材の長寿命化を図る場合には、高温でも硬く、長時間の使用でも軟化しにくい、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｏ等の希少金属を多量に含有する鋼、すなわち、「軟化抵抗が高い鋼」が用いられてきた。軟化抵抗が高い鋼は、高温でも高い硬度を維持し、摩耗等の不具合が少ないからである。
具体的には、
（１）合金工具鋼（JIS SKD61、JIS SKD62、JIS SKD8）、耐熱鋼（JIS SUH1）、高速度工具鋼（JIS SKH51、JIS SKH55）、
（２）Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ等の希少金属を含む炭化物が大量に存在する熱間鍛造用の熱間工具鋼や耐熱鋼、
（３）Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｏ等の希少金属を多量に含有する種々の開発鋼（例えば、特許文献１に記載の鋼もその一種）等、
が「軟化抵抗が高い鋼」として用いられてきた。
【０００４】
しかしながら、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｏ等の希少金属は、高価である上に近年の価格高騰を背景として更に高価になり、製品の製造コストを高める原因になっている。従って、軟化抵抗の高い鋼を用いて寿命延長を図っても、製造コストの削減が困難であるという問題が生じている。
【０００５】
更に、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｏ等の希少金属は、その存在が稀又はその抽出が困難であるため、これを多量に使用すること自体が省資源化に逆行するという問題がある。更に、これらの希少金属を含む鋼の製造工程（溶解・精錬・塑性加工・熱処理）は、複雑化するため、多量の電気や化石燃料を使用することになり、温室効果ガスや産業廃棄物の増加の原因になり、環境負荷低減に逆行するという問題も指摘されている。また、上記希少金属を含む鋼の製造工程の複雑さは、該鋼のリサイクルが困難であるという問題をも呈する。
【０００６】
これらの問題を解決するには、「Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｏ等の希少元素の含有量が少ない鋼」を用いればよい。「希少元素の含有量が少ない鋼」は、その含有量が少ない分、安価であり、また、省資源化に寄与するとともに、その製造工程がそれほど複雑ではないため、環境負荷低減に寄与するからである。更に、「希少元素の含有量が少ない鋼」は、リサイクルもしやすいという利点がある。
【０００７】
【特許文献１】特許第３３９７２５０号公報（段落番号「００２１」）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、「希少元素の含有量が少ない鋼」は、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｏ等の希少元素の含有量が少ないため、分散強化（地鉄中に析出した粒子の存在が硬さの源になること）や固溶硬化（鉄原子とサイズの異なる合金元素が地鉄中に溶け込むことによって、地鉄の結晶構造に歪を生じさせ、それが硬さの源になること）も小さく、よって、軟化抵抗が低く、これを用いた型材の寿命は短い。このため、「希少元素の含有量が少ない鋼」を型材を用いた場合には、型材の交換が頻発するという問題がある。そして、その型材自体は安価であっても、その型材の製作数が増加すれば、生産効率が悪くなり、製造コストが高くなる。従って、従来では、「希少元素の含有量が少ない鋼」を型材に使用して製造コスト削減を図っても、軟化抵抗が低いため、型材交換が頻発し、生産効率を上げることができず、結局、製品製造コストを削減することができなかった。すなわち、「希少元素の含有量が少ない鋼」であるにも拘わらず、軟化抵抗が高い鋼は、これまで報告された例がない。
【０００９】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その第一の目的は、軟化抵抗が高く、熱疲労特性や耐摩耗性に優れた型材用鋼を提供することにあり、特に、希少元素の含有量が低いにも拘わらず、熱疲労特性や耐摩耗性に優れた型材用鋼を提供することにある。本発明は、これにより、型材の長寿命化及び製造コスト削減を図ろうとするものである。
本発明の第二の目的は、省資源化及び環境負荷軽減に貢献しうる型材用鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記課題を解決するために、本発明に係る型材用鋼は、
Ｃ：０．１５〜０．５５質量％、Ｓｉ：０．０１〜２．０質量％、Ｍｎ：０．０１〜２．５質量％、Ｃｕ：０．０１〜２．０質量％、Ｎｉ：０．０１〜２．０質量％、Ｃｒ：０．０１〜２．５質量％、Ｍｏ：０．０１〜３．０質量％、及び、Ｖ及びＷからなる群から選ばれる少なくとも１種の総量：０．０１〜１．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる型材用鋼であって、
１０１０℃〜１０５０℃で均熱した後、２００℃／分以上の冷却速度で５００℃〜５５０℃まで冷却し、引き続き、１００℃／分以上の冷却速度で１５０℃以下まで冷却し、次いで、５５０℃〜７００℃の温度域で加熱した後の、室温におけるＨＲＣ硬さの最大値を与えるＬＭＰ（ＬＭＰｍａｘ）が１７．６６以上であることを要旨とするものである。但し、
ＬＭＰ＝（ＴＨ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ））×０．００１…（１）
ＴＨは、５５０℃〜７００℃における加熱の保持温度［℃］、
ｔは、５５０℃〜７００℃における加熱の保持時間［Ｈｒ］である。
【００１１】
本発明に係る型材用鋼は、更に、Ａｌ：０．００２〜０．５質量％を含有してもよい。本発明に係る型材用鋼は、更に、Ｃｏ：０．０１〜２．０質量％を含有してもよい。本発明に係る型材用鋼は、更に、Ｎｂ：０．００５〜０．５質量％、Ｔａ：０．００５〜０．５質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．５質量％、及び、Ｚｒ：０．００５〜０．５質量％からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。本発明に係る型材用鋼は、更に、Ｂ：０．０００２〜０．０２質量％を含有してもよい。本発明に係る型材用鋼は、更に、Ｓ：０．０１〜２．０質量％、Ｃａ：０．０００５〜０．５質量％、Ｓｅ：０．００５〜０．５質量％、Ｔｅ：０．００５〜０．５質量％、Ｂｉ：０．００５〜０．５質量％、及び、Ｐｂ：０．００５〜０．５質量％からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。
【００１２】
本発明に係る型材用鋼は、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ及びＣｏの総量が６質量％以下であることが望ましい。
【００１３】
本発明に係る型材用鋼は、１０１０℃〜１０５０℃で均熱した後、２００℃／分以上の冷却速度で５００℃〜５５０℃まで冷却し、引き続き、１００℃／分以上の冷却速度で１５０℃以下まで冷却し、次いで、５５０℃〜７００℃の温度域で加熱した場合において、ＬＭＰ＝１７であるときの室温におけるＨＲＣ硬さと、ＬＭＰ＝１９であるときの室温におけるＨＲＣ硬さとの差が６以下であることが望ましい。
【発明の効果】
【００１４】
本発明に係る型材用鋼は、上記成分組成を有し、上記条件で熱処理を行った後の室温におけるＨＲＣ硬さの最大値を与えるＬＭＰ（ＬＭＰｍａｘ）が１７．６６以上であるから、軟化抵抗が高い。
本発明に係る型材用鋼は、軟化抵抗が高いため、熱疲労特性や耐摩耗性に優れる。従って、本発明に係る型材用鋼は、型材の長寿命化を図ることができる。
また、本発明に係る型材用鋼は、上記成分組成を有するため分散強化や固溶硬化の影響が弱まらない。これもまた、本発明に係る型材用鋼の軟化抵抗が高い理由である。
本発明に係る型材用鋼は、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ及びＣｏの総量が６質量％以下、すなわち、希少元素の含有量が少ないため安価であり、製造コスト削減を図ることができる。
本発明に係る型材用鋼は、希少元素の含有量が少ないため省資源化及び環境負荷軽減に貢献しうる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
以下に、本発明の一実施形態に係る型材用鋼について図面を参照して詳細に説明する。尚、ここでいう「型材」とは、金型や工具等の成形に用いられる部材のことを意味している。
【００１６】
（型材用鋼の含有成分）
本実施形態に係る型材用鋼は、必須元素として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏ、「Ｖ及びＷからなる群から選ばれる少なくとも１種」を含有する。本実施形態に係る型材用鋼は、任意的に、Ａｌ、Ｃｏ、「Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ及びＺｒからなる群から選ばれる少なくとも１種」、Ｂ、「Ｓ，Ｃａ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｂｉ，Ｐｂからなる群から選ばれる少なくとも１種」を含有してもよい。本実施形態に係る型材用鋼は、その残部がＦｅ及び不可避的不純物（Ｎ、Ｏ、Ｐ及びＭｇ等）からなる。
【００１７】
（含有成分の限定理由）
（１）Ｃ：０．１５〜０．５５質量％、
Ｃは、鋼の強度調整に必須の元素である。Ｃの含有量が過少であると、射出成形・ダイカスト・鍛造に用いられる型材に必要な強度が得られない。Ｃの含有量が過多であると、鋳造の凝固時に粗大な炭化物を生じやすくなり、それが破壊の起点となるため、鋼が型材になった場合の疲労強度や衝撃値を低下させる。そこで、Ｃの含有量は、０．１５〜０．５５質量％とした。より好ましいＣの含有量は、ＨＲＣ硬さで４０〜５０が得られ、かつ粗大な炭化物が形成されにくい０．２〜０．５質量％である。
【００１８】
（２）Ｓｉ：０．０１〜２．０質量％
Ｓｉは、地鉄中に固溶し、固溶硬化に寄与する。また、Ｓｉは、炭化物の形態（サイズや形状や面積率等）を介して分散強化にも影響を及ぼす。本実施形態に係る型材用鋼の場合、分散する粒子は主にＳｉの炭化物であり、硬くて小さな炭化物が多量に分散するほど、鋼は硬くなる。上記のように、Ｓｉは、固溶硬化と分散強化に影響を及ぼす。
Ｓｉの含有量が過少であると、充分な軟化抵抗が得られない。従って、軟化抵抗を確保するには、高Ｓｉ材が良いが、Ｓｉの含有量が過多であると、素材製造時の熱間塑性加工での割れを生じやすくする。そこで、軟化抵抗と加工性のバランスから、Ｓｉの含有量は、０．０１〜２．０質量％とした。より好ましいＳｉの含有量は、０．０５〜１．５質量％である。
【００１９】
（３）Ｍｎ：０．０１〜２．５質量％
Ｍｎは、焼入れ性の向上元素として必須である。ただし、Ｍｎの含有量が過多であると、Ａｃ１変態点が下がり、当該鋼からなる型材を高温域（約６５０℃）へ適用することが困難になる。また、Ｍｎを含有させると、焼鈍における炭化物の球状化を著しく阻害し、被削性に優れた軟質な状態を創製しにくくする（焼鈍性の劣化）。そこで、焼入れ性の向上効果・Ａｃ１変態点・焼鈍性等のバランスから、Ｍｎ含有量は、０．０１〜２．５質量％とした。
【００２０】
（４）Ｃｕ：０．０１〜２．０質量％
Ｃｕは、焼入れ性を向上させる元素として有用である。また、Ｃｕは、地鉄中に単独析出して、鋼の高強度化にも寄与する。ただし、Ｃｕの含有量が過多であると、素材製造時の熱間塑性加工での割れを生じやすくする。そこで、Ｃｕの含有量は、焼入れ性の向上効果と熱間加工性のバランスから、０．０１〜２．０質量％とした。
【００２１】
（５）Ｎｉ：０．０１〜２．０質量％
Ｎｉは、焼入れ性を向上させる元素として有用である。ただし、Ｎｉの含有量が過多であると、Ｍｎの含有量が過多になった場合と同様の弊害を招く。そこで、Ｍｎと同様の理由で、Ｎｉの含有量は、０．０１〜２．０質量％とした。
【００２２】
（６）Ｃｒ：０．０１〜２．５質量％
Ｃｒは、焼入れ性を向上させるだけでなく、炭化物を形成して鋼を高強度化する元素として有用である。ただし、Ｃｒの含有量が過多であると、軟化抵抗を大きく下げる。そこで、Ｃｒの含有量は、焼入れ性の向上効果と軟化抵抗のバランスから、０．０１〜２．５質量％とした。本実施形態におけるＣｒの含有量は、その上限値が従来の型材用鋼や耐熱鋼（例えば、JIS SKD61，SKD62，SKH51，SKH55，SUH1等）と比較して低い。より好ましいＣｒの含有量は、０．１〜２．０質量％である。
【００２３】
（７）Ｍｏ：０．０１〜３．０質量％
Ｍｏは、焼入れ性を向上させるだけでなく、炭化物を形成して鋼を高強度化する元素として有用である。特に、Ｍｏは、鋼の軟化抵抗を高める効果が大きい。ただし、Ｍｏの含有量が過多であると、特性（軟化抵抗等）の飽和と製造コストの増大を招く。Ｍｏの含有量は、焼入れ性の向上効果・軟化抵抗・製造コストのバランスから、０．０１〜３．０質量％とした。Ｍｏの含有量は、その上限値が従来の型材用鋼や耐熱鋼（例えばJIS SKH51，SKH55等）と比較して低い。より好ましいＭｏの含有量は、０．５〜２．５質量％である。
【００２４】
（８）Ｖ及びＷからなる群から選ばれる少なくとも１種の総量：０．０１〜１．０質量％
ＶとＷは、焼入れ性を向上させるだけでなく、炭化物を形成して鋼を高強度化する元素として有用である。ＶとＷは、特に、軟化抵抗を高める効果が大きい。ただし、ＶとＷのうち少なくとも１種の含有量が過多であると、特性（焼入れ性、高強度化、軟化抵抗等）の飽和と製造コストの増大を招くだけでなく、鋳造の凝固時に粗大な炭化物を生じさせやすくなり、それが破壊の起点となるため、鋼が型材になった場合の疲労強度や衝撃値を低下させる。鋼に対するＶ及びＷの作用は、ほぼ同じである。そこで、焼入れ性の向上効果・軟化抵抗・製造コスト等のバランスから、Ｖ及びＷからなる群から選ばれる少なくとも１種の含有量は総量で、０．０１〜１．０質量％とした。これらの含有量の総量は、その上限値が従来の型材用鋼や耐熱鋼（例えば、JIS SKD8，SKH51，SKH55等）と比較して低い。より好ましいＶ及びＷの含有量の総量は、０．２〜０．８質量％である。
【００２５】
（９）Ａｌ：０．００２〜０．５質量％
Ａｌは、任意的に鋼に添加することができる選択添加元素（以下単に、「選択添加元素」という）である。Ａｌは、ＡｌＮを形成して、焼入れにおける結晶粒の粗大化を防止する元素である。Ａｌは、金属間化合物を形成して析出し、分散強化にも寄与する。ただし、Ａｌの含有量が過多であると、特性（結晶粒粗大化防止、分散強化等）の飽和と製造コストの増大を招くだけでなく、介在物であるアルミナを増加させることになり、それが破壊の起点となるため、鋼が型材になった場合の疲労強度や衝撃値を低下させる。そこで、Ａｌの含有量は、結晶粒の粗大化を防止する効果と特性のバランスから、０．００２〜０．５質量％とした。
【００２６】
（１０）Ｃｏ：０．０１〜２．０質量％
Ｃｏは、選択任意元素であり、Ｓｉの場合と同様の作用によって、固溶硬化と分散強化に寄与する。更に、Ｃｏは、鋼の耐酸化性を高める効果を有する。Ｃｏの含有量が過少であると、充分な軟化抵抗が得られない。従って、軟化抵抗を確保するには、高Ｃｏ材が良いが、Ｃｏの含有量が過多であると、製造コストを増加させるばかりでなく特性（耐酸化性、軟化抵抗等）の飽和を招き、実益に乏しい。
そこで、Ｃｏの含有量は、特性と製造コストのバランスから、０．０１〜２．０質量％とした。Ｃｏの含有量は、その上限値が従来の型材用鋼や耐熱鋼（例えば、JIS SKD8，SKH55等）と比較して低い。より好ましいＣｏの含有量は、０．１〜１．８質量％である。
【００２７】
（１１）Ｎｂ：０．００５〜０．５質量％
Ｎｂは、選択添加元素であり、ＮｂＣやＮｂＮ等を形成して、焼入れにおける結晶粒の粗大化を防止する元素である。ただし、Ｎｂの含有量が過多であると、特性（結晶粒粗大化防止等）の飽和と製造コストの増大を招く。また、比較的、粗大に晶出したＮｂＣやＮｂＮは、鋼が型材となった場合の疲労強度や衝撃値を低下させる。そこで、Ｎｂの含有量は、結晶粒の粗大化を防止する効果・製造コスト・材質等のバランスから、０．００５〜０．５質量％とした。
【００２８】
（１２）Ｔａ：０．００５〜０．５質量％
Ｔａは、選択添加元素であり、Ｎｂと同様の効果を有する元素である。Ｔａの含有量は、Ｎｂの場合と同様に、０．００５〜０．５質量％とした。
【００２９】
（１３）Ｔｉ：０．００５〜０．５質量％
Ｔｉは、選択添加元素であり、Ｎｂと同様の効果を有する元素である。Ｔｉの含有量は、Ｎｂの場合と同様に、０．００５〜０．５質量％とした。
【００３０】
（１４）Ｚｒ：０．００５〜０．５質量％
Ｚｒは、選択添加元素であり、Ｎｂと同様の効果を有する元素である。Ｚｒの含有量は、Ｎｂの場合と同様に、０．００５〜０．５質量％とした。
【００３１】
（１５）Ｂ：０．０００２〜０．０２質量％
Ｂは、選択添加元素であり、オーステナイト結晶粒界に偏析してフェライト相の析出を抑制する元素であり、鋼の焼入れ性を著しく高める。ただし、Ｂの含有量が過多であると、特性（フェライト相の析出抑制、焼き入れ性等）の飽和と製造コストの増大を招き、実益に乏しい。Ｂの含有量は、焼入れ性を向上する効果と製造コストのバランスから、０．０００２〜０．０２質量％とした。
【００３２】
（１６）Ｓ：０．０１〜２．０質量％
Ｓは、選択添加元素であり、ＭｎＳを形成して鋼の被削性を向上させる元素である。ただし、Ｓの含有量が過多であると、特性（被削性向上等）の飽和と製造コストの増大を招く。また、比較的に粗大に晶出するＭｎＳは、鋼が型材となった場合の疲労強度や衝撃値を低下させる。そこで、Ｓの含有量は、被削性を向上する効果・製造コスト・材質等のバランスから、０．０１〜０．２質量％とした。尚、鋼を被削性が問題とならない形状の型材（工具や金型）に使用する場合は、Ｓ量は低いほうが望ましい。
【００３３】
（１７）Ｃａ：０．０００５〜０．５質量％
Ｃａは、選択添加元素であり、鋼の被削性を向上させる元素である。また、Ｃａは、鋼中の介在物の形態を変化させて鋼の熱間加工性を改善する元素でもある。ただし、Ｃａの含有量が過多であると、特性（被削性向上、熱間加工性改善等）の飽和と製造コストの増大を招く。そこで、Ｃａの含有量は、被削性を向上する効果や製造コスト等のバランスから、０．０００５〜０．５質量％とした。
【００３４】
（１８）Ｓｅ：０．００５〜０．５質量％
Ｓｅは、選択添加元素であり、鋼の被削性を向上させる元素である。ただし、Ｓｅの含有量が過多であると、多量のＳｅ化合物を生じさせることになり、鋼が型材となった場合の疲労強度や衝撃値を低下させる。そこで、Ｓｅの含有量は、被削性を向上させる効果や特性（疲労強度、衝撃値等）等のバランスから、０．００５〜０．５質量％とした。
【００３５】
（１９）Ｔｅ：０．００５〜０．５質量％
Ｔｅは、選択添加元素であり、鋼の被削性を向上させる元素である。ただし、Ｔｅの含有量が過多であると、多量のＴｅ化合物を生じさせることになり、鋼が型材となった場合の疲労強度や衝撃値を低下させる。そこで、Ｔｅの含有量は、被削性を向上する効果や特性（疲労強度、衝撃値等）等のバランスから、０．００５〜０．５質量％とした。
【００３６】
（２０）Ｂｉ：０．００５〜０．５質量％
Ｂｉは、選択添加元素であり、鋼の被削性を向上させる元素である。ただし、Ｂｉの含有量が過多であると、鋼中に分散するＢｉ粒子を増加させることになり、熱間加工性を大きく低下させる。そこで、Ｂｉの含有量は、被削性を向上させる効果と熱間加工性のバランスから、０．００５〜０．５質量％とした。
【００３７】
（２１）Ｐｂ：０．００５〜０．５質量％
Ｐｂは、選択添加元素であり、鋼の被削性を向上させる元素である。ただし、Ｐｂの含有量が過多であると、鋼中に分散するＰｂ粒子を増加させることになり、熱間加工性を大きく低下させる。そこで、Ｐｂの含有量は、被削性を向上させる効果と熱間加工性のバランスから、０．００５〜０．５質量％とした。
【００３８】
（２２）Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ及びＣｏからなる群から選ばれる少なくとも１種の総量：６質量％以下
希少元素（Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｏ）の含有量をこのように制限したのは、製造コストを削減できるとともに、省資源化及び環境負荷軽減に貢献しうるからである。確かに、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｏの含有量を６質量％以下とすると、固溶硬化と分散強化の影響が現れにくくなるため、耐摩耗性等の点では不利な方向へ働く。しかしながら、本実施形態に係る型材用鋼は、上記成分組成とし、室温におけるＨＲＣ硬さの最大値を与えるＬＭＰ（ＬＭＰｍａｘ）が１７．６６以上であるから、高い軟化抵抗が得られ、従来鋼と同等の熱疲労特性や耐摩耗性が得られる。そこで、希少元素の含有量は、６質量％以下とした。
【００３９】
（ＬＭＰ、ＬＭＰｍａｘ及びその限定理由）
次に、上記成分組成を備えた本実施形態に係る型材用鋼のＬＭＰ、ＬＭＰｍａｘ及びその限定理由について説明する。
【００４０】
（２３）室温におけるＨＲＣ硬さの最大値を与えるＬＭＰ（ＬＭＰｍａｘ）≧１７．６６
ＬＭＰは、鋼材の焼戻しによる硬さの変化を評価する際、広く用いられるパラメータであり、「焼戻しパラメータ」とも称される。ＬＭＰは、次式（１）により定義され、鋼材に所望のＨＲＣ硬さを与えるための焼戻しの条件（温度ＴＨ及び時間ｔ）を規定するために用いられる。ＬＭＰのうち、ＬＭＰｍａｘは、室温におけるＨＲＣ硬さの最大値（ＨＲＣｍａｘ）を与える焼戻しの条件（温度ＴＨ及び時間ｔ）を規定する値である。
ＬＭＰ＝（ＴＨ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ））×０．００１  …（１）
ここで、ＴＨは焼戻しの保持温度［℃］、ｔは焼戻しの保持時間［Ｈｒ］である。
ＬＭＰｍａｘを１７．６６以上としたのは、鋼がこの条件を満たせば、その鋼は、軟化抵抗が高いといえ、これを材料として製作された型材は、射出成型品やダイカスト品の製造に使用されても軟化しにくいため、摩耗等の不具合を起こしにくいからである（図１参照）。尚、本実施形態に係る型材用鋼は、１０１０℃〜１０５０℃で均熱した後、２００℃／分以上の冷却速度で５００℃〜５５０℃まで冷却し、引き続き、１００℃／分以上の冷却速度で１５０℃以下まで冷却し、次いで、５５０℃〜７００℃の温度域で加熱した場合において、ＬＭＰ＝１７であるときの室温におけるＨＲＣ硬さと、ＬＭＰ＝１９であるときの室温におけるＨＲＣ硬さとの差が６以下である。これにより、充分な軟化抵抗が得られると考えられるからである。詳細は後述する。
【００４１】
（ＬＭＰｍａｘを求める手順）
ここで、ＬＭＰｍａｘを求める手順を説明する。
（ａ）上記成分組成の範囲にある任意成分の鋼から作製した複数本の角棒（１１ｍｍ×１１ｍｍ×６０ｍｍ）を１０１０℃〜１０５０℃の温度域で３０分の均熱後に、２００℃／分以上の冷却速度で５００℃〜５５０℃まで冷却し、引き続き、１００℃／分以上で１５０℃以下まで冷却し（焼入れ）、次いで、５５０℃〜７００℃の温度域（角棒毎に適当な温度間隔で振り分ける）で任意時間（角棒毎に適当な温度間隔で振り分ける）の再加熱（焼戻し）を行い（各角棒毎のＬＭＰは、式（１）にこのときの焼戻し温度ＴＨ［℃］と焼戻し時間ｔ［Ｈｒ］とを当てはめて求める）、この後、室温において、各角棒についてＨＲＣ硬さを測定する。尚、焼入れ速度を１００℃／分以上とする理由は、当該鋼を型材として使用する場合の「マルテンサイトが主体となった組織」を得るためである。また、５５０℃〜７００℃としたのは、この温度域が、当該鋼が型材となった場合の実生産、例えば、熱間鍛造において到達しうる温度域であり、当該鋼の実生産における軟化抵抗の評価に好適だからである。
（ｂ）次に、各角棒について、室温で測定したＨＲＣ硬さを、式（１）で計算したＬＭＰに対してプロットしたグラフを作成する（図２参照）。グラフは、（ｉ）単調減少、又は、（ii）極大値を有する、のいずれかのパターンを示す。この時、室温におけるＨＲＣ硬さの最大値をＨＲＣｍａｘとする。そして、室温におけるＨＲＣ硬さの最大値（ＨＲＣｍａｘ）を与えるＬＭＰをＬＭＰｍａｘとする。
以上の手順により、室温におけるＨＲＣ硬さの最大値を与えるＬＭＰ（ＬＭＰｍａｘ）が得られる。
【００４２】
（ＬＭＰｍａｘの限定理由）
室温におけるＨＲＣ硬さの最大値を与えるＬＭＰ（ＬＭＰｍａｘ）を１７．６６以上とした根拠について、図１を参照して、実機鍛造の結果を用いて説明する。対象は、成分調整によって、ＬＭＰｍａｘを変化させた６種類の鋼（同図において、鋼１〜鋼６）である。これらの鋼から、ベアリングレース（軸受けの軌道輪）の熱間鍛造用金型を作製しＨＲＣ５３に調質した。被鍛造材はJIS SUJ2であり、１２４０℃に加熱して鍛造を実施した。
鍛造は１分間に１００ショットの速度で実施し、５００００ショット後の型の磨耗量を比較した。
【００４３】
図１は、その鍛造の結果を示す。同図において、横軸のＬＭＰｍａｘは、鋼１〜鋼６のそれぞれについて上記手法によって求めた。同図によれば、鋼の磨耗量は、ＬＭＰｍａｘが増加すると減少することがわかる。また、同図によれば、ＬＭＰｍａｘ＝１７．７付近に変極点を有し、ＬＭＰｍａｘがこれを超えた値になると、鋼の摩耗量が急激に低下している。これは、初期硬さ（鍛造に使用前の硬さ）が共通であっても、軟化抵抗に対する性質が異なれば、耐磨耗性も異なることを意味する。初期硬さを変化させた場合についても、ＬＭＰｍａｘ＝１７．７付近に変極点を有し、ＬＭＰｍａｘがこれを超えた値になると、鋼の摩耗量が急激に低下した。
【００４４】
一般に、焼戻し時間が１Ｈｒ程度の場合、焼戻し温度が６１０℃以上になると、鋼の硬さが急激に低下することが知られている。この条件を式（１）に当てはめるとＬＭＰが１７．６６以上となる。従って、ＬＭＰが１７．６６を超えても、鋼の硬さ低下が小さい鋼であれば、充分に軟化抵抗が高いと言え、摩耗量を少なくすることができるのである。
以上より、室温におけるＨＲＣ硬さの最大値を与えるＬＭＰ（ＬＭＰｍａｘ）≧１７．６６とした。
【００４５】
（作用）
本実施形態に係る型材用鋼は、上記成分組成を備えたものであるから、固溶硬化及び分散強化により、型材用鋼として必要な硬さを有する。また、本実施形態に係る型材用鋼は、上記成分組成を備えたものであるから、加熱されても炭化物の粗大化（軟化抵抗が悪くなる原因）が起こりにくいため、分散強化の影響が弱まらない。
本実施形態に係る型材用鋼は、上記成分組成を備え、室温におけるＨＲＣ硬さの最大値を与えるＬＭＰ（ＬＭＰｍａｘ）が１７．６６以上であるから、軟化抵抗が高い。従って、本実施形態に係る型材用鋼は、希少元素の含有量が少ないにも拘わらず、従来鋼以上の軟化抵抗を発現し、熱疲労特性や耐摩耗性に優れる。
【実施例】
【００４６】
（実施例Ａ）
（試験片の作製）
表１に示す成分の試験片（発明鋼１〜３２，比較鋼１〜５）を準備した。同表の空欄は、その元素を積極的に添加していないことを意味し、含有量は不純物レベルである。また、表中には記載していないが、発明鋼及び比較鋼には、Ｎ、Ｏ、Ｐ、Ｍｇ等も不純物レベルで含有されている。
【００４７】
発明鋼１〜３２は、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏが６質量％以下と少なく、低合金鋼の範疇に入る安価な鋼である。比較鋼１〜４は、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏが６質量％を越えており、中合金や高合金に分類される高価な鋼である。比較鋼１〜５は、型材用として市販されており、例えば、加熱した素材を鍛造する金型に用いられる。
【００４８】
【表１】
2008169411.tif 000003
【００４９】
次に、発明鋼１〜３２及び比較鋼１〜５を１１ｍｍ×１１ｍｍ×６０ｍｍの角棒に加工した。そして、各角棒を１０３０℃に加熱し、３０分の保持後、２００℃／分以上の冷却速度で５００℃〜５５０℃まで冷却し、引き続き、１２０℃／分の速度で１５０℃以下まで冷却した。この焼入れによって、型材として使われる場合のマルテンサイトが主体となった組織を得た。尚、高速度工具鋼（比較鋼４）についてのみ、合金元素を充分に固溶させるため、加熱温度を１２００℃とした。そして、引き続き、焼戻しを実施した。この焼戻しは、各鋼を５５０℃〜７００℃の温度域に１Ｈｒ〜１００Ｈｒ保持することにより行った。
その後、各鋼の室温におけるＨＲＣ硬さを測定した。このときの焼戻し条件を式（１）に当てはめてＬＭＰを求めたところ、これらの焼戻しは、ＬＭＰ＝１６．４６〜２１．４１であった。また、５７５℃での焼戻し時間を調整して、各鋼のＬＭＰｍａｘとＨＲＣｍａｘを求めた。表２に、各鋼のＣｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏの含有量、ＨＲＣｍａｘ、ＬＭＰｍａｘ、５７５℃での焼戻し時間［Ｈｒ］をまとめて示す。
【００５０】
（試験片の評価）
図２（ａ）〜（ｄ）は、発明鋼１と比較鋼２，４のＬＭＰとＨＲＣ硬さとの相関を示す。
焼入れた発明鋼１は、ＬＭＰ≒１７．６（例えば、６００℃×１．５Ｈｒ）の条件で焼戻されると、ＨＲＣ４３程度となり（図２（ｂ）の破線丸印）、この状態で鍛造に適用されると、使用中の温度上昇はあるが、硬さの低下は非常に起こりにくく（図２（ｂ）の破線矢印）、型の磨耗は比較鋼２より少ないと考えられる。発明鋼１は、比較鋼２よりも、ＬＭＰｍａｘが大きい（軟化抵抗が高い）ため、摩耗しにくいと考えられるからである。
【００５１】
比較鋼２は、靭性の問題からＨＲＣ４３程度に調質して用いられる鍛造型の代表的な鋼材である。焼入れた比較鋼２は、ＬＭＰ≒１８．４５（例えば、６１５℃×６Ｈｒ）の条件で焼戻されると、ＨＲＣ４３程度となり（図２（ｃ）の破線丸印）、この状態で鍛造に適用されると、使用中の温度上昇によって硬さが低下し（図２（ｃ）の破線矢印）、型の磨耗が顕著になると考えられる。比較鋼２は、発明鋼１よりも、ＬＭＰｍａｘが小さい（軟化抵抗が低い）ため、摩耗しやすいと考えられるからである。
【００５２】
比較鋼４は、靭性を犠牲にして耐磨耗性を高めたい場合に、ＨＲＣ６０程度に調質して用いられる鍛造型の代表的な鋼材である。焼入れた比較鋼４は、ＬＭＰ≒１７．９（例えば、６１５℃×１．５Ｈｒ）の条件で焼戻されると、ＨＲＣ６０程度となるが（図２（ｄ）の破線丸印）、使用中の温度上昇によって硬さが大きく低下し（図２（ｄ）の破線矢印）、ＨＲＣ４５程度になる。
この硬さは、発明鋼１（ＨＲＣ４３）とほぼ同等であり、使用後も発明鋼１より約２硬く、初期硬さ（鍛造前の硬さ）が発明鋼１より著しく硬いため、最終的な型の磨耗も発明鋼１よりは小さい。しかしながら、摩耗の差は比較的小さく、高価な鋼を使用した割には耐磨耗性の改善効果が小さい。その理由は、比較鋼４は、ＬＭＰｍａｘが小さい（軟化抵抗が低い）ためと考えられる。また、比較鋼４の金型は、靭性を犠牲にした結果、早期に破壊する危険性も懸念される。
【００５３】
以上のことから、鍛造用の金型においては、ＬＭＰｍａｘの大きな鋼を型材用鋼として選定すると、軟化抵抗を高めることができると考えられる。この場合に、靭性を重視する場合はＨＲＣ硬さの最大値を小さくし、耐摩耗性を重視する場合はＨＲＣ硬さの最大値を大きくすればよいと考えられる。
【００５４】
この知見に基づいて、表２の結果を評価すると、発明鋼１〜３２は、ＬＭＰｍａｘがいずれも１７．６６以上であるため、軟化抵抗が高いと考えられる。そのうち、発明鋼２は、ＨＲＣｍａｘが高いため、特に耐磨耗性に優れ、発明鋼３は、ＨＲＣｍａｘが低いため、特に靭性に優れると考えられる。用途に応じて発明鋼１〜３２のいずれかを型材用鋼として用いればよい。
一方、比較鋼１〜５は、ＬＭＰｍａｘが１７．６６未満だったため、軟化抵抗が低いと考えられる。そのうち、比較鋼１〜３，５は、初期硬さは高いが、高温状態における硬さの低下が大きいと考えられる（図２参照）。尚、比較鋼４は、高価な割には耐摩耗性の改善効果が少ないことは、既述の通りである。
また、比較鋼５は、希少元素の含有量が少ない例であるが、ＬＭＰｍａｘが小さい。従って、希少元素の含有量を少なくしただけでは、ＬＭＰｍａｘを高くすることができないことがわかる。ＬＭＰｍａｘを高めるには、発明鋼のように特定の組成成分を備えることが必要であることが確認できた。
【００５５】
【表２】
2008169411.tif 000004
【００５６】
次に、図３を参照してＬＭＰｍａｘを大きくする手法について説明する。
図３は、軟化抵抗に及ぼすＣｒ，Ｍｏの影響を説明するための、ＬＭＰとＨＲＣ硬さとの相関を示したグラフであり、同図（ａ）がＣｒの含有量を増減させた場合、同図（ｂ）がＭｏの含有量を増減させた場合の相関を示す。同図によれば、ＬＭＰｍａｘを大きくするには、（１）Ｃｒの含有量を減らす、及び／又は、（２）Ｍｏの含有量を増やすとよいことがわかる。図示を省略するが、Ｖ，Ｗの含有量についても、Ｍｏの含有量と同様のことがいえる。尚、ＳｉやＣｏは炭化物を形成しないが、炭化物形態の変化や固溶強化を介して軟化抵抗に影響を及ぼすため、適量含有させてもよい（表１参照）。
【００５７】
（実施例Ｂ）
（試験用パンチの評価試験−その１）
試験片（発明鋼及び比較鋼）を鋼材としてＨＲＣ５０〜ＨＲＣ６０に調質したパンチを作製し、これを用いて熱間鍛造を行い、その摩耗量を測定した。尚、パンチとは、被加工材に押し込んで孔をあけるのに用いられる金型である。
表３に示すパンチ用鋼を準備し、熱間鍛造用のパンチを作製した。粗加工後のパンチ用鋼を１０３０℃（比較鋼４の高速度工具鋼のみ合金元素を充分に固溶させるため１２００℃）に加熱し、３０分の保持後に、２００℃／分以上の冷却速度で５００℃〜５５０℃まで冷却し、引き続き、１００℃／分以上の冷却速度で１５０℃以下まで急冷した。引き続き、パンチ用鋼を適当な条件で焼戻し（５５０℃〜７００℃の温度域で加熱した）、硬さＨを、ＨＲＣ５０〜ＨＲＣ６０に調整した。
更に、パンチ用鋼に仕上げ加工を行い、図４（ａ）に示す概略形状をした正規寸法の試験用パンチ（発明鋼パンチ、比較鋼パンチ）を得た。尚、発明鋼パンチとは、発明鋼を用いて作製したパンチであり、比較鋼パンチとは、比較鋼を用いて作製したパンチである。  
【００５８】
熱間鍛造は、図４（ｂ）にその状況を示すが、１０００℃に加熱された炭素鋼を被加工材として、試験用パンチをダイスに組み込み、潤滑剤（鉱物油に黒鉛粉末を混ぜた液体）を１ショットごとにパンチへ塗布して、６０ショット／分の速度で実施した。そして、試験用パンチの先端外周部付近の摩耗量を測定した。
【００５９】
磨耗量は、試験用パンチ先端の外周部付近（図４（ｃ）の破線丸印）の熱間鍛造前の初期直径寸法と、規定のショット数を鍛造した後の直径寸法の差（次式（２））で定義し、磨耗量が１ｍｍ以上の状態を寿命と判定した。
摩耗量［ｍｍ］＝２０．５［ｍｍ］−ｄ［ｍｍ］…（２）
試験用パンチ先端の外周部付近を摩耗量測定に用いたのは、この外周部付近が当たる被加工材の部分の変形速度が非常に大きい領域に相当するため、試験用パンチが磨耗の損傷を受けやすいからである。また、この外周部付近の過度の磨耗は、被加工材の製品寸法や製品表面性状に大きく影響し、磨耗量が一定値を越えると、そのパンチは寿命となるからである。
【００６０】
表３に、熱間鍛造試験で用いた各パンチのパンチ用鋼材、その基礎特性、その調質条件、及び、その耐摩耗性評価をまとめて示す。パンチの調質条件のうち、硬さＨは熱間鍛造前に調質した各パンチの硬さを表し、熱間鍛造の代表値であるＨＲＣ５０〜ＨＲＣ５３とした（比較鋼パンチ４，５は初期硬さが非常に硬い例であるためＨＲＣ６０以上とした）。加熱温度及び保持時間は、この硬さＨを得るための焼戻しの温度と時間を示す。各パンチの耐摩耗性評価のうち、各ショットの欄に示した数字は式（２）により求めた摩耗量であり、「×」は磨耗量が１ｍｍを越えて寿命となったことを意味する。
【００６１】
発明鋼パンチ１，比較鋼パンチ１〜３は、Ｈ≒ＨＲＣ５３で鍛造開始時の硬さが共通しているが、発明鋼パンチ１は、比較鋼パンチ１〜３よりも磨耗量が少なかった。更に、Ｈ≒ＨＲＣ５０である発明鋼パンチ２〜１４は、Ｈ≒ＨＲＣ５３の比較鋼パンチ１〜３より初期硬さが約３低いが、磨耗量は比較鋼パンチ１〜３とほぼ同等である。従って、発明鋼パンチ１〜１４は、初期硬さが非常に高い比較鋼パンチ４（Ｈ＝６０．１）ほどの硬さはないが、優れた耐磨耗性を有することがわかった。尚、耐磨耗性を最大化させるため極めて高い初期硬さ（Ｈ＝６３．２）を与えた比較鋼パンチ５は、靭性が低いため１０００ショット未満で折損し、耐磨耗性の評価ができなかった。このように、耐磨耗性を重視しすぎると早期破壊が起きやすくなり、高価な鋼を使用しても、その意味が全く無いことがわかった。
また、比較鋼パンチ６は、希少元素が少ない点では発明鋼と同じ条件であるが、ＬＭＰｍａｘが低く、摩耗が大きかった。従って、希少元素を少なくしただけでは、ＬＭＰｍａｘを高めることができず、耐摩耗性を高めることもできないことがわかった。
【００６２】
初期硬さが共通条件下での磨耗量は、軟化抵抗と炭化物量で決まる。発明鋼パンチは、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏが６質量％以下であるため、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏが６質量％を越える比較鋼パンチより炭化物量は少ないが、摩耗量は、ほぼ同等（比較鋼パンチ４〜６を除く）であったため、軟化抵抗が高いことがわかった。このことから、希少元素が少ない安価な鋼でも、発明鋼のように軟化抵抗を高めれば、熱間鍛造用金型の代表的な硬さであるＨＲＣ５０〜ＨＲＣ５３程度に調質された状態で、「Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏが６質量％を越える、多くの炭化物を含有する従来鋼」と同等以上の耐磨耗性が実現できることがわかった。また、上記結果は、図１に示した結果とも良く一致した。発明鋼パンチは、ＬＭＰｍａｘが１７．６６を越えているが、比較鋼パンチは、ＬＭＰｍａｘがこの値より低いからである。
【００６３】
【表３】
2008169411.tif 000005
【００６４】
（実施例Ｃ）
（試験用パンチの評価試験−その２）
試験片（発明鋼及び比較鋼）を鋼材としてＨ≒ＨＲＣ４４に調質したパンチを作製し、これを用いて熱間鍛造を行い、その摩耗量を測定した。Ｈ≒ＨＲＣ４４としたのは、靭性を重視する金型はＨＲＣ４４程度で使用されるからである。各パンチは、ＨＲＣ４４程度で頻繁に使用される発明鋼１，比較鋼１（JIS SKD61），比較鋼２（熱間工具鋼Ａ）を鋼材として、表３に示したパンチと同様の手順で作製した。熱間鍛造試験の手順も表３に示したものと同様とした。
【００６５】
表４に、熱間鍛造試験で用いた各パンチのパンチ用鋼材、その基礎特性、その調質条件、及び、その耐摩耗性評価をまとめて示す。
発明鋼パンチ１５の磨耗量は、比較鋼パンチ７よりも少なく、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏが９質量％を越えた比較鋼パンチ８と同等であった。発明鋼パンチ１５は、ＨＲＣｍａｘが比較鋼パンチ７，８より小さいが、ＬＭＰｍａｘが比較鋼パンチ７，８より大きい。従って、同一の初期硬さで比較すると、軟化しにくい発明鋼パンチ１５の方が磨耗が少ないことがわかった。尚、比較鋼パンチ７よりも比較鋼パンチ８の方が磨耗量が少なかったのは、比較鋼パンチ８は、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ等の含有量が多く、硬質な炭化物粒子が多いためと考えられる。
摩耗量は、軟化抵抗と炭化物量によって決まるが、表４の結果から、炭化物量が少なくても軟化抵抗を高めれば、炭化物量が多い鋼と同等以上の耐磨耗性が実現できることがわかった。従って、希少元素が少ない安価な鋼でも、発明鋼のように軟化抵抗を高めれば、靭性を重視したＨＲＣ４４程度に調質された状態で、「Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏが６質量％を越える、多くの炭化物を含有する従来鋼」と同等以上の耐磨耗性が実現できることがわかった。
【００６６】
【表４】
2008169411.tif 000006
【００６７】
（実施例Ｄ）
（試験用パンチの評価試験−その３）
試験片（発明鋼及び比較鋼）を鋼材としてＨ≒ＨＲＣ４０に調質したパンチを作製し、これを用いて熱間鍛造を行い、その摩耗量を測定した。Ｈ≒ＨＲＣ４０としたのは、被削性を重視する金型はＨＲＣ４０程度で使用されるからである。各パンチは、ＨＲＣ４０程度で頻繁に使用される発明鋼３，比較鋼１（JIS SKD61）を鋼材とし、表３及び表４に示したパンチと同様の手順で作製した。熱間鍛造試験の手順も表３及び表４に示したものと同様とした。
【００６８】
表５に、熱間鍛造試験で用いた各パンチのパンチ用鋼材、その基礎特性、その調質条件、及び、その耐摩耗性評価をまとめて示す。
発明鋼パンチ１６は、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏが２質量％程度であり、硬質な炭化物粒子が少ないにも拘わらず、発明鋼パンチ１６の磨耗量は、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏが７質量％を越えている比較鋼パンチ９と同等以上であった。これは、発明鋼パンチ１６は、ＬＭＰｍａｘが１７．６６より大きく、比較鋼パンチ９より大きいため、軟化抵抗が高くなり、耐磨耗性が良くなったためと考えられる。
従って、希少元素が少ない安価な鋼でも、発明鋼のように軟化抵抗を高めれば、被削性を重視したＨＲＣ４０程度に調質された状態で、「Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｃｏが７質量％を越える、多くの炭化物を含有する従来鋼」と同等以上の耐磨耗性が実現できることがわかった。
【００６９】
【表５】
2008169411.tif 000007
【００７０】
以上説明した実施例Ａ〜Ｄにより、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｏ等の希少金属含有量が従来鋼より少なくとも、発明鋼が従来鋼より高い軟化抵抗を有していれば、従来鋼と同等以上の耐磨耗性を発現できることがわかった。また、実生産における耐磨耗性の優劣を、特定手法の簡単な実験によって求めたＬＭＰｍａｘに基づいて判断できることもわかった。
【００７１】
以上本発明の一実施形態について説明したが、本発明は上記実施形態に限定されるものではない。上記実施例では本発明を熱間鍛造に適用した例を示したが、樹脂やガラスの射出成形・ダイカスト等の型材へも広く適用が可能である。
また、上記実施例における発明鋼は、軟化抵抗が高く、かつ省合金で環境に優しい鋼であるため、これを、射出成形・ダイカスト・鍛造等に適用すれば、その生産効率向上や製品製造コスト削減、更には省資源化・環境負荷軽減が期待される。
【００７２】
尚、発明鋼からなる型材の焼入れにおいて、加熱温度は１０１０℃〜１０５０℃であるが、加熱時間に関する条件は、特に限定されず、必要量の合金元素が固溶する加熱時間を鋼材成分に応じて選定すればよい。また、型材の焼入れにおいては、フェライト相とパーライト相の析出を回避することが望ましい。大きな型材であれば油冷しても焼入れ速度は小さくなり、小さな型材は放冷しても焼入れ速度が大きくなるが、型材のサイズによらず、焼入れ後の組織がマルテンサイトやベイナイトを主体にした組織が得られればよい。更に、型材の焼入れにおいて、型材の冷却方法は何ら限定されるものではなく、上記の条件を満たす冷却方法を型材のサイズに応じて選定すればよい。また、複数の冷却方法を組み合わせてもよい。
【００７３】
焼戻し条件は、特に限定されるものではなく、ＬＭＰｍａｘ・ＨＲＣｍａｘ・要求硬さ・製造性等を加味して任意に選択することができる。例えば、６０５℃×２Ｈｒという１回目の焼戻し後に、５９５℃×３Ｈｒの２回目、５７５℃×２Ｈｒの３回目、を行って硬さをＨＲＣ４３としてもよい。１回の焼戻しでＨ＝ＨＲＣ４３に調整した場合と、特性には顕著な差異が生じないからである。
【産業上の利用可能性】
【００７４】
本発明に係る型材用鋼は、軟化抵抗に優れるため、樹脂やガラスの射出成形・ダイカスト・鍛造等の型材に用いて好適である。また、本発明に係る型材用鋼は、安価であるため、型材用鋼の製造メーカーや、樹脂・ガラス製品、ダイカスト製品の製造メーカーにとって産業上極めて有益である。
【図面の簡単な説明】
【００７５】
【図１】磨耗量とＬＭＰｍａｘとの関係を示したグラフである。
【図２】（ａ）〜（ｄ）は、発明鋼１、比較鋼２、比較鋼４についてのＬＭＰとＨＲＣ硬さとの相関を示したグラフである。
【図３】（ａ）、（ｂ）は、ＬＭＰとＨＲＣ硬さとの相関を示したグラフであり、それぞれ、軟化抵抗に及ぼすＣｒ，Ｍｏの影響を示したグラフである。
【図４】（ａ）は試験用金型（パンチ）の概略形状を示す図であり、（ｂ）は熱間鍛造の状況を示す図であり、（ｃ）はパンチ先端付近の磨耗量の定義を説明するための図である。
【図１】
2008169411.tif 000008
【図２】
2008169411.tif 000009
【図３】
2008169411.tif 000010
【図４】
2008169411.tif 000011
【手続補正書】
【提出日】平成19年1月10日(2007.1.10)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２６
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２６】
（１０）Ｃｏ：０．０１〜２．０質量％
Ｃｏは、選択添加元素であり、Ｓｉの場合と同様の作用によって、固溶硬化と分散強化に寄与する。更に、Ｃｏは、鋼の耐酸化性を高める効果を有する。Ｃｏの含有量が過少であると、充分な軟化抵抗が得られない。従って、軟化抵抗を確保するには、高Ｃｏ材が良いが、Ｃｏの含有量が過多であると、製造コストを増加させるばかりでなく特性（耐酸化性、軟化抵抗等）の飽和を招き、実益に乏しい。
そこで、Ｃｏの含有量は、特性と製造コストのバランスから、０．０１〜２．０質量％とした。Ｃｏの含有量は、その上限値が従来の型材用鋼や耐熱鋼（例えば、JIS SKD8，SKH55等）と比較して低い。より好ましいＣｏの含有量は、０．１〜１．８質量％である。