(57)【要約】【課題】  合金元素添加量の最適化により硬度、熱間強度および焼入性を確保し、焼入時の未固溶炭化物量を制御することで、熱間加工用の金型鋼の強度と靭性を高位で兼備させて金型の長寿命化を図った熱間金型鋼の提案。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．４０〜０．８０％、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：１．００〜２．００％、Ｃｒ：１．００％以上かつ２．８０％未満、Ｍｏ：１．００％以上かつ１．８０％未満、Ｖ：０．１０〜０．４０％、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｎ：０．００６０％超かつ０．０１００％以下、Ｔｉ：０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、焼入後の結晶粒度番号が７．０以上で、焼入れ加熱時の組織が実質的にオーステナイトと未固溶のＭＣ型の炭化物、窒化物、および炭窒化物であることを特徴とする熱間金型鋼。【選択図】      図１
2013213255.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．４０〜０．８０％、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：１．００〜２．００％、Ｃｒ：１．００％以上かつ２．８０％未満、Ｍｏ：１．００％以上かつ１．８０％未満、Ｖ：０．１０〜０．４０％、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｎ：０．００６０％超かつ０．０１００％以下、Ｔｉ：０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で、この鋼の焼入後の結晶粒度番号が７．０以上で、焼入れ加熱時の組織が実質的にオーステナイトと未固溶のＭＣ型の炭化物、窒化物、および炭窒化物であることを特徴とする熱間金型鋼。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼成分のＭｏの一部または全部を２倍の量のＷで置換し、すなわち１．００％≦Ｍｏ＋０．５Ｗ＜１．８０％とし、その他の鋼成分の含有量は請求項１と同様とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で、焼入後の結晶粒度番号が７．０以上で、焼入れ加熱時の組織が実質的にオーステナイトと未固溶のＭＣ型の炭化物、窒化物、および炭窒化物であることを特徴とする熱間金型鋼。
【請求項３】
請求項１に記載の鋼成分に加えて、質量％で、Ｃｏ：２．０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で、焼入後の結晶粒度番号が７．０以上で、焼入れ加熱時の組織が実質的にオーステナイトと未固溶のＭＣ型の炭化物、窒化物、および炭窒化物であることを特徴とする熱間金型鋼。
【請求項４】
請求項２に記載の鋼成分に加えて、さらに質質量％で、Ｃｏ：２．０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で、焼入後の結晶粒度番号が７．０以上で、焼入れ加熱時の組織が実質的にオーステナイトと未固溶のＭＣ型の炭化物、窒化物、および炭窒化物であることを特徴とする熱間金型鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は熱間鍛造、熱間押出、鋳造、ダイカストなどに用いる硬度および靱性に優れ、さらに被削性にも優れた熱間金型鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
金型の長寿命化にとって、金型鋼の硬度と耐割れ性（靭性）の両立が必要である。その理由は、熱間成形用の金型においては、高温の被加工材との接触や摺動により、金型表面が軟化し、摩耗する。この場合、金型表面に顕著な摩耗が生じると、目的とした製品形状を成形することができず、金型は寿命に至る。また、被加工材から金型ヘの入熱と潤滑剤や離型剤の塗布時の金型からの抜熱との繰返しにより、金型表面は加熱−冷却サイクルに曝される。金型表面は加熱時には膨張して圧縮応力が付与される。この加熱時の軟化により金型表面強度が低下し、この強度の低下した金型表面には、微視的な座屈が生じる。逆に、冷却時には収縮による引張応力が金型に付与される。このときの引張応力が軟化した金型表面の強度を超えると、金型表面には座屈を起点とした熱疲労亀裂（ヒートチェック、ヒートクラック）が発生する。熱疲労亀裂は、成形品に転写されることで、成形品の意匠性を損ない、製品品質を劣化させたり、成形品と金型との離型性を悪化させ、生産性を低下させたりする原因になる。また、熱疲労亀裂が伸展することで、表面の微細な欠けや脱落により摩耗を早めたり、さらには金型の割れ破損の原因になる。
【０００３】
すなわち、熱間成形用の金型鋼の長寿命化には、高温での強度の維持と亀裂の進展を抑制する靭性の両立が求められる。熱間プレス鍛造や熱間押出しやダイカスト用の金型には、ＪＩＳ−ＳＫＤ６１が、熱間ハンマー鍛造用の金型には、ＪＩＳ−ＳＫＴ４が汎用的に使用されている（いずれもＪＩＳ  Ｇ  ４４０４参照。）。ＪＩＳ−ＳＫＤ６１は強度と靭性の双方を比較的高位で兼備した金型用鋼であるが、使用中の割れによる早期破損が生じることが多く、靭性面では必ずしも十分ではない。また、ＪＩＳ−ＳＫＤ６１の靭性は、熱疲労亀裂の伸展を抑制するためには不足している。ＪＩＳ−ＳＫＴ４はハンマー鍛造による大きな衝撃にも耐え得るように靭性を重視した一方で、軟化抵抗性が低いために耐摩耗性が不足する。また、再生加工を目的とした型彫り面の引下げを繰返して行うと、焼入性が低いために中心部では硬さ低下が生じてしまい、強度不足から割れやヘタリなどが発生する。さらには、適用可能な硬さが低いために耐摩耗性や強度が不足し、熱間プレス鍛造や熱間押出の用途には向いていない。
【０００４】
これに対する従来の先行技術としては、大型製品の鍛造に使用される金型において、使用中のヒートトラック、大割れ、あるいは軟化による摩耗やへたりを著しく改善できるようにした高強度高靱性の熱間工具鋼が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。しかし、この発明は、鋼中のＮ量について制限を行っていないため、窒化物や炭窒化物の粗大な晶出物を形成し、靱性が不十分になる場合がある。さらに、鋼中のＴｉ量についても制限を行っていないことから、結晶粒の粗大化を抑制するのに有効な５μｍ以下の微細な炭窒化物が減少して靱性が不十分になることがある。
【０００５】
さらに、熱間鍛造型、押し出し型、ダイカスト金型等に使用される被削性と工具寿命に優れた熱間工具鋼が提案されている（例えば、特許文献２参照。）。しかし、この提案の発明の実施例におけるＭｏの含有量は０．６３％以下であり、請求項における０．３０〜２．００％よりも大幅に少なく、０．６３％を超えて２．００％までがこの特許文献２の発明とし優れているとする実施例が全く示されていないものである。したがって、特許文献２の発明のＭｏ量は、後述する本発明におけるＭｏ量に比して実質的に少なく、本発明と異なるものである。
【０００６】
また、さらに、熱間加工工具として、鍛造プレスや鍛造型用の工具並びにダイカスト工具、押出成形ダイおよび特に軽金属および鋼用のマンドレル、あるいはプラスチック成形用工具として、プラスチック射出成形用金型およびプロフィール製造用ダイが提案されている（例えば、特許文献３参照。）。しかし、この文献では、段落００１２で、Ｓの適正量は０．０２５〜０．０３０％と言及しており、実施例に示される発明鋼は０．０２７％以上のＳが積極添加されている。これに対して本願の発明は、後述するように、Ｓは０．００５％以下であるので、この点で特許文献３の発明は、本願発明と相違する。さらに、同様に、引用文献３の実施例である表３に示される鋼Ｎｏ．のＱ９２７７、Ｑ９２７８、Ｑ９２７９、Ｑ９２８０、Ｑ９２８６、Ｑ９２８７は、全てＣ≦０．３８％、Ｖ≧０．７１％であり、これも本願発明の範囲と異なる。
【０００７】
さらに、熱疲労特性および軟化抵抗を高めることによってヒートチェック、水冷孔割れを抑制し、寿命を延ばした金型鋼が提案されている（例えば、特許文献４参照。）。しかし、表３に見られる実施例の発明鋼では何れもＭｎ含有量が０．８６％以上であり、本願発明のＭｎ含有量よりも高く実質的に相違する。さらに、特許文献４のものでは、焼入温度が１０１０〜１０５０℃に限定されており、これでは、本願発明に適用するには、焼入加熱時に必要な未固溶炭化物であるＭＣが不足し、結晶粒粗大化による靭性低下を招くことがあり得る。このように、従来技術である特許文献１〜４のいずれの先行技術においても、焼入加熱時における組織の規定が本願発明と異なるものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開平６−８８１６３号公報
【特許文献２】特許第４１８６３４０号公報
【特許文献３】特表２０１１−５１７７２９号公報
【特許文献４】特開２００８−５６９８２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明が解決しようとする課題は、合金元素添加量の最適化により、硬度、熱間強度および焼入性を確保し、さらに焼入時の未固溶炭化物量を制御することで、熱間加工用の金型鋼の強度と靭性を高位で兼備させて金型の長寿命化を実現させた熱間金型鋼を提案することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記の課題を解決するための、本発明の手段は、熱間金型鋼に関する手段である。すなわち、請求項１の手段では、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．４０〜０．８０％、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：１．００〜２．００％、Ｃｒ：１．００％以上かつ２．８０％未満、Ｍｏ：１．００％以上かつ１．８０％未満、Ｖ：０．１０〜０．４０％、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｎ：０．００６０％超かつ０．０１００％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、望ましくはＴｉ：０．００３％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で、この鋼の焼入後の結晶粒度番号が７．０以上で、焼入れ加熱時の組織が実質的にオーステナイトと未固溶のＭＣ型の炭化物、窒化物、および炭窒化物であることを特徴とする熱間金型鋼である。
【００１１】
請求項２の手段では、請求項１に記載の鋼成分のＭｏの一部または全部を２倍の量のＷで置換し、すなわち１．００％≦Ｍｏ＋０．５Ｗ＜１．８０％とし、その他の鋼成分の含有量は請求項１と同様とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で、焼入後の結晶粒度番号が７．０以上で、焼入れ加熱時の組織が実質的にオーステナイトと未固溶のＭＣ型の炭化物、窒化物、および炭窒化物であることを特徴とする熱間金型鋼である。
【００１２】
請求項３の手段では、請求項１に記載の鋼成分に加えて、さらに質量％で、Ｃｏ：２．０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で、焼入れ加熱時の組織が実質的にオーステナイトと未固溶のＭＣ型の炭化物、窒化物、および炭窒化物であることを特徴とする熱間金型鋼である。
【００１３】
請求項４の手段では、請求項２に記載の鋼成分に加えて、さらに質量％で、Ｃｏ：２．０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で、焼入後の結晶粒度番号が７．０以上で、この鋼の焼入れ加熱時の組織が実質的にオーステナイトと未固溶のＭＣ型の炭化物、窒化物、および炭窒化物であることを特徴とする熱間金型鋼である。
【００１４】
上記の熱間金型鋼の鋼成分の限定理由について以下に説明する。なお、％は質量％を示すものである。
【００１５】
Ｃ：０．３０〜０．５０％
Ｃは、十分な焼入性を確保し、炭化物を形成させることで耐摩耗性や高温強度を得るために必要な元素である。Ｃが０．３０％より低すぎると、十分な高温強度および耐摩耗性が得られない。一方、Ｃが０．５０％より多すぎると、凝固偏析を助長し、靭性を阻害する。そこで、Ｃは０．３０〜０．５０％とする。
【００１６】
Ｍｎ：０．４０〜０．８０％
Ｍｎは、焼入性の確保するために必要な元素である。しかし、Ｍｎが０．４０％未満では不十分である。一方、Ｍｎが０．８０％を超えると鋼材の加工性を低下させる。そこで、Ｍｎは０．４０〜０．８０％とする。
【００１７】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、０．００５％を超えて含有されると、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成して靭性を阻害する。そこで、Ｓは０．００５％以下とする。
【００１８】
Ｎｉ：１．００〜２．００％
Ｎｉは、焼入性と靭性を改善する元素である。しかし、Ｎｉが１．００％未満であると焼入性と靭性を改善する効果が無い。一方、Ｎｉが２．００％より多く含有されると鋼材の高温強度および被削性を阻害する。そこで、Ｎｉは１．００〜２．００％とする。
【００１９】
Ｃｒ：１．００％以上かつ２．８０％未満
Ｃｒは、焼入性を改善する元素である。しかし、Ｃｒが１．００％未満では焼入性の改善は不十分である。一方、Ｃｒが２．８０％以上では、焼入れ焼戻し時にＣｒ系の炭化物が過多に形成されて、高温強度および軟化抵抗性を低下させる。そこで、Ｃｒは１．００％以上かつ２．８０％未満とする。
【００２０】
Ｍｏ：１．００％以上かつ１．８０％未満
Ｍｏは、焼入性と、二次硬化、耐摩耗性、高温強度に寄与する析出炭化物を得るために必用な元素である。また、焼入時に未固溶となった微細な炭化物が結晶粒の粗大化を抑制する効果を有する元素である。しかし、Ｍｏが１．００％より少ないと上記の効果が得られない。一方、Ｍｏは１．８０％以上の過剰に添加しても効果が飽和するばかりか、偏析を助長して炭化物が粗大凝集することにより靭性を低下させる。また、Ｍｏの過剰な添加はコスト高になる。そこで、Ｍｏは１．００％以上かつ１．８０％未満とする。
【００２１】
Ｖ：０．１０〜０．４０％
Ｖは、０．１０％以上含有されると、焼戻時に微細で硬質なＭＣ型の炭化物、窒化物、炭窒化物を析出し、高温強度や耐摩耗性に寄与し、また、焼入時には微細な炭化物および炭窒化物が結晶粒の粗大化を抑制し、靭性の低下を抑制する。しかし、Ｖが０．１０％より少ないと上記の効果が得られない。一方、Ｖは０．４０％より多すぎると、凝固時に粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物を晶出し、靭性を阻害する。また、コストが嵩む。そこでＶは０．１０〜０．４０％とする。
【００２２】
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、焼戻時に微細で硬質なＭＣ型の炭化物、窒化物、炭窒化物を析出し、高温強度や耐摩耗性に寄与する。また、焼入時には、微細な炭化物や炭窒化物が結晶粒の粗大化を抑制し、靭性の低下を抑制する。しかし、Ｎｂが０．１０％より多過ぎると、凝固時に粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物を晶出し、靭性を阻害する。また、コストが嵩む。そこでＮｂは０．１０％以下とする。
【００２３】
Ｎ：０．００６０％超かつ０．０１００％以下
Ｎは、Ｖ、Ｎｂと結合しＭＣ型の窒化物および／または炭窒化物を形成し、硬度および耐摩耗性に寄与する。それらのＭＣ型の窒化物および／または炭窒化物は、焼入時に結晶粒粗大化を抑制し、靭性を改善する。しかし、Ｎが０．００６０％以下であると上記の効果が無い。一方、Ｎが０．０１００％を超えて多すぎると、凝固の過程で避けられない偏析部（合金元素濃縮部）にて、より高温でのＶ、Ｎｂとの結合が助長されるため、晶出のＭＣ型の窒化物および／または炭窒化物が粗大化し、逆に靭性を阻害する。そこで、Ｎは０．００６０％超かつ０．０１００％以下とする。
【００２４】
Ｔｉ：０．００５％以下、望ましくは０．００３％以下
Ｔｉは、凝固時にＶやＮｂよりも高温からＭＣ型の炭化物、窒化物、炭窒化物を生成し、それを核としてＶおよび／またはＮｂのＭＣ型の炭化物、窒化物、炭窒化物が粗大に成長するため、靭性を阻害する。また、Ｔｉは０．００５％より多いと、ＶやＮｂが粗大ＭＣ型の炭化物、窒化物、炭窒化物として消費され、５μｍ以下の微細なＭＣ型の炭化物、窒化物、炭窒化物が減少するために、焼入時の結晶粒の粗大化を抑制する効果が減少する。そこで、Ｔｉは０．００５％以下とし、望ましくは０．００３％以下とする。
【００２５】
焼入後の結晶粒の大きさは結晶粒度番号：７．０以上
結晶粒度番号７．０より小さいと、結晶粒が大き過ぎて靭性が低下する。そこで、焼入後の結晶粒の大きさは結晶粒度番号：７．０以上とする。
【００２６】
焼入れ加熱時の組織が実質的にオーステナイトと未固溶のＭＣ型の炭化物、窒化物、炭窒化物
ＭＣ型以外の炭化物が未固溶で残存すると、焼戻時に析出して二次硬化に寄与する炭化物が減少し、十分な焼戻し硬さおよび高温強度を得られない。そこで、焼入れ加熱時の組織が実質的にオーステナイトと未固溶のＭＣ型の炭化物、窒化物、炭窒化物とする。
【００２７】
請求項２に係る発明：請求項１に係る発明のＭｏの一部または全部を２倍の量でＷに置換して有する。すなわち、質量％で、１．００％≦Ｍｏ＋０．５Ｗ＜１．８０％
Ｗは、Ｍｏと同様の効果が得られる元素である。しかし、Ｍｏと同等の効果を得るには、Ｗは質量％でＭｏの２倍量が必要であり、１．００％≦Ｍｏ＋０．５Ｗとする。一方、ＷはＭｏと同じく、効果が飽和するばかりか、偏析を助長し炭化物が粗大凝集することにより靭性を低下させる。また、コスト高になる。そこで、Ｍｏ＋０．５Ｗ＜１．８０％とする。
【００２８】
請求項３に係る発明：請求項１に係る発明の鋼成分に、質量％で、Ｃｏ：２．０％以下を加えた発明
Ｃｏが２．０％以下とする理由は、基地を強化し高温強度を改善することができる。一方、Ｃｏが２．０％より多いと、靭性が阻害され、コストも嵩む。そこで、請求項１に係る発明の鋼成分に加えるＣｏは２．０％以下とする。
【００２９】
請求項４に係る発明：請求項２に係る発明の鋼成分に、質量％で、Ｃｏ：２．０％以下を加えた発明
Ｃｏが２．０％以下とする理由は、基地を強化し高温強度を改善することができる。一方、Ｃｏが２．０％より多いと、靭性が阻害され、コストも嵩む。そこで、請求項２に係る発明の鋼成分に加えるＣｏは２．０％以下とする。
【発明の効果】
【００３０】
本発明は、上記の手段とすることで、強度と靭性を高位で兼備させて金型の長寿命化を実現させた熱間金型鋼となっている。
【図面の簡単な説明】
【００３１】
【図１】本発明例の記号Ａの鋼の焼入温度と結晶粒度番号の関係を示す図である。
【図２】本発明例の記号ＡおよびＤの鋼の焼入温度とＭ2Ｃ型の炭化物の体積率の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３２】
質量％で、表１に示す本発明例および比較例に挙げた成分を含有し、残部がＦｅと不可避不純物からなる組成の鋼を、１ｔｏｎ真空溶解炉を用いて溶製した後、インゴットに造塊し、これらのインゴットを１２４０℃で１０時間保持して均質化熱処理を施した後、鍛錬成形比が凡そ６Ｓとなる熱間鍛造し、直径１６０ｍｍの鋼材を製造した。
【００３３】
【表１】
2013213255.tif 000003
【００３４】
上記で製造した鋼材を９２０〜９８０℃に加熱して焼入れを実施した。この場合、各鋼材の中周部より割出した２５ｍｍ×２５ｍｍ×２５ｍｍのブロックを用いて、表２に示す※１の焼入れ温度にて３０分間均熱保持した後、撹拌している５０℃の油に投入する油冷により実施した。
【００３５】
【表２】
2013213255.tif 000004
【００３６】
※２の焼入後の結晶粒度（旧オーステナイト結晶粒度）番号は、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１にて規定される「鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に従い判定した。
【００３７】
※３の高温特性である高温強度は、各鋼材の中周部から各辺２５ｍｍのブロック状の供試材を割出し、焼入焼戻しにより４４〜４６ＨＲＣに調質した。この４４〜４６ＨＲＣの値は供試材の表面にあるスケール層を除去した後、ロックウェル硬度計にて測定し初期硬さである。これらの供試材を６５０℃にて５０時間保持し、これらの鋼材を空冷した後、再び鋼材の表面にあるスケール層を除去した後、ロックウェル硬度計にて測定し、初期硬さとの差、すなわち硬度低下度であるΔＨＲＣにより評価した。
【００３８】
※４の靭性は、シャルピー衝撃試験により破壊に要したエネルギーで評価した。これらに用いた試験片は、直径１４０ｍｍ鍛造材の中心部の圧延方向と垂直方向から採取した。さらに、これらの試験片は、焼入焼戻しにより４４〜４６ＨＲＣに調質し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に規定する深さ２ｍｍのＵノッチを圧延方向に垂直となる面に加工したものである。
【００３９】
※５の被削性は、焼なまし状態の各鋼材をＳＫＨ５１製のφ５ｍｍのドリルにて、深さ１０ｍｍの留り穴を穿孔し、折損するまでの工具寿命にて評価した。
【００４０】
※６の比較鋼のＡＬ、ＡＨ、ＤＬおよびＤＨは、本発明鋼ＡまたはＤと同じ素材を異なる温度で焼入れしたものである。なお、ＡＬは、素材はＡであるが焼入温度がＡよりも低いことを示し、ＡＨは、素材はＡであるが焼入温度がＡよりも高いことを示している。
【００４１】
比較例について以下に説明する。先ず、例示として比較例の記号の「ａ１」について説明すると、比較例の「ａ１」の「ａ」は本発明の「Ａ」に該当することを示している。但し、比較例の「ａ１」の「１」はＡの鋼成分のどれかの成分の含有量が多すぎるか少なすぎるかのいずれかを示している。「ａ１」の場合はどれかの成分というのはＴｉを指しており、この場合は多すぎることを指している。多すぎるか、少なすぎるかは、個々のケースで異なっており、どちらかを１で示し、その逆のものを２で示している。したがって、以下の解説をここに参照するものとしている。
【００４２】
比較例のａ１は、本発明のＡよりも、Ｔｉ含有量が多すぎるため、粗大なＭＣ型の炭化物、窒化物、炭窒化物が形成され、かつ、焼入時に未固溶の５μｍ以下のＭＣ量が減少して、結晶粒が粗大化するために、靭性が劣っている。
【００４３】
比較例のｆ１は、本発明のＦよりも、Ｎの添加量が多すぎ、粗大なＭＣ型の炭化物、窒化物、炭窒化物が形成されたために、靭性が劣っている。
【００４４】
比較例のｆ２は、本発明のＦよりも、Ｎの添加量が少なすぎ、焼入時に未固溶の５μｍ以下のＭＣ量が減少して結晶粒が粗大化するために、靭性が劣っている。
【００４５】
比較例のｃ１は、本発明のＣよりも、Ｃ添加量が多いため、偏析を助長し、靭性を低下させている。
【００４６】
比較例のｃ２は、本発明のＣよりも、Ｃ添加量が少なすぎるため、必要な量の炭化物析出が得られず、高温強度が劣っている。
【００４７】
比較例のｈ１は、本発明のＨよりも、Ｓｉ添加量が過少で、焼入性を低下させるため、靭性が劣っている。また、被削性が悪くなっている。
【００４８】
比較例のｈ２は、本発明のＨよりも、Ｓｉ添加量が多すぎるため、基地組織の延性が低下し、靭性が劣っている。
【００４９】
比較例のｅ１は、本発明のＥよりも、Ｍｎ添加量が少なく、焼入性が不足することで、靭性が低下している。
【００５０】
比較例のｅ２は、本発明のＥよりも、Ｍｎ添加量が過多のため、焼なまし硬さが硬くなり、被削性が悪くなっている。
【００５１】
比較例のｄ１は、本発明のＤよりも、Ｓ含有量が多すぎるため、靭性が低下している。
【００５２】
比較例のｂ１は、本発明のＢよりも、Ｎｉ添加量が少ないため、焼入性が不十分で靭性が低下している。
【００５３】
比較例のｂ２は、本発明のＢよりも、Ｎｉ添加量が多すぎるため、高温強度が悪化し、被削性も劣っている。
【００５４】
比較例のｇ１は、本発明のＧよりも、Ｃｒ添加量が少なく、十分な焼入性が得られないため、靭性が低下している。
【００５５】
比較例のｇ２は、本発明のＧよりも、Ｃｒ添加量が多すぎるため、高温強度に有効なＭＣやＭ２Ｃ量が少なくなり、軟化抵抗性が低下している。
比較例のａ２は、本発明のＡよりも、Ｍｏ添加量が少なく、十分な高温強度が得られていない。
【００５６】
比較例のａ３は、本発明のＡよりも、Ｍｏ添加量が多すぎるため、炭化物の粗大凝集が生じて靭性を低下させている。適正量を超えて添加しても、高温強度は飽和している。
【００５７】
比較例のｅ３は、本発明のＥよりも、Ｖ添加量が少なく、十分な高温強度が得られていない。また、焼入時に未固溶の５μｍ以下のＭＣ量が減少し、結晶粒が粗大化するために、靭性が劣っている。
【００５８】
比較例のｅ４は、本発明のＥよりも、Ｖ添加量が過剰で、凝固時に粗大な炭窒化物を晶出し、靭性を阻害している。
【００５９】
比較例のｆ３は、本発明のＦよりも、Ｎｂ添加量が過剰で、凝固時に粗大な炭窒化物を晶出し、靭性を阻害している。
【００６０】
比較例のｄ２は、本発明のＤよりも、Ｃｏ添加量が過剰で、靭性を阻害している。
【００６１】
比較例のＡＬ、ＤＬは、本発明のＡおよびＤよりも、焼入温度が低すぎるため、焼入時の合金元素の固溶が不足し、焼戻時に析出する炭化物が減少している。そのため、十分な高温強度が得られていない。
【００６２】
比較例のＡＨ、ＤＨは、本発明のＡおよびＤよりも、焼入温度が高すぎるため、焼入時の未固の５μｍ以下のＭＣ量が減少し、結晶粒粗大化を招き、靭性を悪化させている。
【００６３】
図１は、本発明の表１に示すＡ鋼からなる鋼材を８５０〜１０００℃に加熱して３０分間均熱保持した後、撹拌している５０℃の油に投入して油冷により焼入れした鋼材の、焼入れ温度と結晶粒度Ｎｏ．の関係を示すグラフである。このグラフから、焼入温度ガ９８０℃を超えると、未固溶のＭＣ型の炭化物、窒化物、炭窒化物が不足し、結晶粒が粗大化していることが解る。
【００６４】
図２は、本発明の表１に示すＡ鋼およびＤ鋼からなる鋼材を８５０〜１０００℃に加熱して３０分間均熱保持した後、撹拌している５０℃の油に投入して油冷により焼入れした鋼材の、焼入れ温度とＭ2Ｃ体積率（ｖｏｌ％）の関係を示すグラフである。このグラフから、焼入温度が９３０℃未満では、ＭＣ型以外の炭化物が完全に固溶しないことが解る。
【００６５】
上記の表１および表２の結果並びに図１および図２の結果から判るように、本発明は、熱間金型鋼としての合金元素の添加量を最適なものとすることで、金型鋼の硬度、熱間強度および焼入性を確保し、さらに、炭化物量をコントロールすることで、焼入れ時の未固溶の５μｍ以下のＭＣ量の減少を無くして結晶粒の粗大化を防いで靱性に優れ、かつ、調寿命である熱間金型鋼としている。
【図１】
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【図２】
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