(57)【要約】【課題】耐割れ性及び耐摩耗性が高く、しかも低コストな金型用鋼及びこれを用いた温熱間金型を提供すること。【解決手段】金型用鋼は、０．３０＜Ｃ＜０．４５ｍａｓｓ％、０．０１＜Ｓｉ＜０．１５ｍａｓｓ％、０．５０＜Ｍｎ＜１．１８ｍａｓｓ％、０．０１５＜Ｐ＜０．０５０ｍａｓｓ％、５．３６＜Ｃｒ＜５．９２ｍａｓｓ％、０．９８＜Ｍｏ＜１．３７ｍａｓｓ％、０．３０＜Ｖ＜０．７２ｍａｓｓ％、及び０．０１５０＜Ｎ＜０．０８００ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。金型用鋼は、不可避的不純物として、所定量以下のＳ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｗ、Ｏ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂ、又は、Ｍｇを含んでいても良い。【選択図】図１１
2016017200.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．３０＜Ｃ＜０．４５ｍａｓｓ％、
０．０１＜Ｓｉ＜０．１５ｍａｓｓ％、
０．５０＜Ｍｎ＜１．１８ｍａｓｓ％、
０．０１５＜Ｐ＜０．０５０ｍａｓｓ％、
５．３６＜Ｃｒ＜５．９２ｍａｓｓ％、
０．９８＜Ｍｏ＜１．３７ｍａｓｓ％、
０．３０＜Ｖ＜０．７２ｍａｓｓ％、及び
０．０１５０＜Ｎ＜０．０８００ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる金型用鋼。
【請求項２】
０．５０＜Ｎｉ≦４．５０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１に記載の金型用鋼。
【請求項３】
０．３０＜Ｃｕ≦２．００ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１又は２に記載の金型用鋼。
【請求項４】
０．１０＜Ａｌ＜１．５０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から３までのいずれか１項に記載の金型用鋼。
【請求項５】
０．００３＜Ｓ≦０．２５０ｍａｓｓ％、
０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００ｍａｓｓ％、
０．０３＜Ｓｅ≦０．５０ｍａｓｓ％、
０．００５＜Ｔｅ≦０．１００ｍａｓｓ％、
０．０１＜Ｂｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、及び、
０．０３＜Ｐｂ≦０．５０ｍａｓｓ％
からなる群から選ばれるいずれか１以上の元素をさらに含む請求項１から４までのいずれか１項に記載の金型用鋼。
【請求項６】
０．００４＜Ｎｂ≦０．１００ｍａｓｓ％、
０．００４＜Ｔａ≦０．１００ｍａｓｓ％、
０．００４＜Ｔｉ≦０．１００ｍａｓｓ％、及び、
０．００４＜Ｚｒ≦０．１００ｍａｓｓ％
からなる群から選ばれるいずれか１以上の元素をさらに含む請求項１から５までのいずれか１項に記載の金型用鋼。
【請求項７】
０．０００１＜Ｂ≦０．００５０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から６までのいずれか１項に記載の金型用鋼。
【請求項８】
０．１０＜Ｗ≦５．００ｍａｓｓ％、及び、
０．１０＜Ｃｏ≦４．００ｍａｓｓ％、
からなる群から選ばれるいずれか１以上の元素をさらに含む請求項１から７までのいずれか１項に記載の金型用鋼。
【請求項９】
請求項１から８までのいずれか１項に記載の金型用鋼を用いた温熱間金型。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、金型用鋼及び温熱間金型に関し、さらに詳しくは、低コストで、割れにくく、かつ、耐摩耗性に優れた金型用鋼、及び、これを用いた温熱間金型に関する。
【背景技術】
【０００２】
熱間〜温間における塑性加工に用いられる金型（温熱間金型）は、通常、素材の焼入れ・焼戻しを行い、型彫加工により素材に所望の形状の凹部を形成することにより製造されている。また、このような金型を用いて熱間〜温間で塑性加工を行う際には、金型は、大きなヒートサイクルと大きな負荷を受ける。そのため、温熱間金型に用いられる材料には、靱性、高温強度、耐摩耗性、耐割れ性、耐ヒートチェック性などに優れていることが求められる。しかしながら、一般に、金型用鋼において、複数の特性を同時に向上させるのは難しい。
【０００３】
そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、成分を最適化することに加えて、介在物量及びマルテンサイト組織の方向性を制御した熱間工具鋼が開示されている。
同文献には、マルテンサイトの方向性を制御することにより、被削性のバラツキが軽減され、かつ、クラックの進展が抑制される点が記載されている。
【０００４】
特許文献２には、金型用鋼ではないが、成分を最適化することに加えて、高温焼戻しにより残留オーステナイト量を１．０％以下にした破砕刃が開示されている。
同文献には、残留オーステナイトを１．０％以下にすることによって、残留オーステナイトの分解による膨張を伴う経年変化が抑制される点が記載されている。
【０００５】
特許文献３には、成分を最適化することに加えて、熱処理により表面に酸化膜を形成した熱間鍛造金型が開示されている。
同文献には、金型表面に酸化膜を形成することによって、金型の塑性流動が抑制され、耐摩耗性が向上する点が記載されている。
【０００６】
特許文献４には、成分を最適化することに加えて、表面に所定の深さ及び所定の硬さを有する窒化層を形成した熱間加工用金型が開示されている。
同文献には、
（ａ）窒化層深さを深くすることにより耐摩耗性が向上すること、及び、
（ｂ）窒化層の硬さを適度な値に調整することによりヒートクラックが防止されること
が記載されている。
【０００７】
特許文献５には、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等の合金元素を最適化した熱間鍛造金型用鋼が開示されている。
同文献には、
（ａ）Ｎｉ、Ｍｏの添加が靱性の向上に有効であること、及び、
（ｂ）Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの添加が高温強度の向上に有効であること
が記載されている。
【０００８】
さらに、特許文献６には、Ｂ、Ａｌ等の合金元素を最適化した熱間工具鋼が開示されている。
同文献には、
（ａ）Ｂの添加により、靱性を低下させることなく高温強度が向上すること、及び、
（ｂ）Ｂ添加効果をより有効化するためには、微量のＡｌ添加が必須であること
が記載されている。
【０００９】
温熱間金型には、特に、
（ａ）金型の低廉化、
（ｂ）加工時に発生する割れ（凹部の角部を起点として発生し、かつ、金型を貫通する、いわゆる「大割れ」）の回避、
（ｃ）加工時における摩耗の抑制、
の３点が求められる。
【００１０】
これらの中でも、摩耗抑制の重要性が増している。その理由は、割れを回避しつつ、「肉盛溶接」や「面下げ」などにより摩耗を補修して金型が継続使用されるためである。
従って、割れにくいことを必須要件とした上で、いかに摩耗を抑制するかが金型寿命確保における重要課題となる。従来は、摩耗抑制のために、ＶやＭｏなどの添加で高温強度を高める方策が採られてきた。当然、これによって素材コストが上昇し、低廉化は困難となる。さらに、金型が大型になるほど焼きが入り難く（マルテンサイト化し難く）なって靱性が低下するため、従来の方法による割れ回避には限界がある。すなわち、必須要件である「割れ難いこと」の実現さえ難しくなる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開２００３−２６８４８６号公報
【特許文献２】特開２００７−２９７６９１号公報
【特許文献３】特開２００８−３０８７４５号公報
【特許文献４】特開２０１０−０６５２８０号公報
【特許文献５】特開平０６−２５６８９７号公報
【特許文献６】特開平０８−２６９６２５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明が解決しようとする課題は、耐割れ性及び耐摩耗性が高く、しかも低コストな金型用鋼及びこれを用いた温熱間金型を提供することにある。
本発明が解決しようとする他の課題は、大型の金型に適用した場合であっても、高い耐割れ性及び耐摩耗性を示す金型用鋼及びこれを用いた温熱間金型を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記課題を解決するために本発明に係る金型用鋼は、
０．３０＜Ｃ＜０．４５ｍａｓｓ％、
０．０１＜Ｓｉ＜０．１５ｍａｓｓ％、
０．５０＜Ｍｎ＜１．１８ｍａｓｓ％、
０．０１５＜Ｐ＜０．０５０ｍａｓｓ％、
５．３６＜Ｃｒ＜５．９２ｍａｓｓ％、
０．９８＜Ｍｏ＜１．３７ｍａｓｓ％、
０．３０＜Ｖ＜０．７２ｍａｓｓ％、及び
０．０１５０＜Ｎ＜０．０８００ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
【００１４】
本発明に係る温熱間金型は、本発明に係る金型用鋼を用いたものからなる。
【発明の効果】
【００１５】
本発明に係る金型用鋼は、低廉化、割れ回避、及び摩耗抑制を同時に達成することができる。これは、
（ａ）ＭｏやＶのような高価な希少元素の使用量を減らしたため、
（ｂ）ＭｎとＣｒの量を適正化することで焼入れ性を高めたため、及び、
（ｃ）Ｓｉ量を低減し、高温強度及び熱伝導率を向上させたため
と考えられる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】高温強度に及ぼすＳｉの影響を示す図である。
【図２】熱伝導率に及ぼすＳｉの影響を示す図である。
【図３】衝撃値（靱性）に及ぼすＭｎの影響を示す図である。
【図４】熱伝導率に及ぼすＭｎの影響を示す図である。
【００１７】
【図５】高温強度に及ぼすＰの影響を示す図である。
【図６】衝撃値（靱性）に及ぼすＰの影響を示す図である。
【図７】衝撃値（靱性）に及ぼすＣｒの影響を示す図である。
【図８】熱伝導率に及ぼすＣｒの影響を示す図である。
【００１８】
【図９】金型表面温度に及ぼす熱伝導率の影響を示す図である。
【図１０】γ結晶粒径に及ぼすＮの影響を示す図である。
【図１１】本発明に係る金型用鋼及び従来鋼の温度と強度との関係を示す図（イメージ図）である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１．  金型用鋼］
本発明に係る金型用鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
【００２０】
［１．１．  主構成元素］
（１）  ０．３０＜Ｃ＜０．４５ｍａｓｓ％：
Ｃ量が少ないと、硬さが不足する。焼入れ焼戻しによって金型として必要な硬さ（３０〜５７ＨＲＣ）を得るためには、Ｃ量は、０．３０ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｃ量は、さらに好ましくは、０．３２ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．３３ｍａｓｓ％超である。
一方、Ｃ量が過剰になると、熱伝導率が低下する。また、鋳造後の凝固時に晶出する炭化物が増え、靱性が低下する。従って、Ｃ量は、０．４５ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｃ量は、さらに好ましくは、０．４４ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、０．４３ｍａｓｓ％未満である。
【００２１】
（２）  ０．０１＜Ｓｉ＜０．１５ｍａｓｓ％：
Ｓｉ量が少ないと、被削性の劣化が著しい。良好な被削性を得るためには、Ｓｉ量は、０．０１ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｓｉ量は、さらに好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．０３ｍａｓｓ％超である。
一方、Ｓｉ量が過剰になると、高温強度の低下（図１参照）や熱伝導率の低下（図２参照）が問題となる。従って、Ｓｉ量は、０．１５ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｓｉ量は、さらに好ましくは、０．１４ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、０．１３ｍａｓｓ％未満である。
【００２２】
本発明では、低廉化のため、高価なＭｏやＶを低減している。ＭｏやＶは、高温強度の向上に寄与する元素である。このため、本発明では、ＭｏやＶの減量による高温強度の低下を他元素の調整で補う、あるいは凌駕する必要がある。そこで、高温強度を上昇させるために、Ｓｉに着目した。
【００２３】
（３）  ０．５０＜Ｍｎ＜１．１８ｍａｓｓ％：
Ｍｎ量が少ないと、焼入れ性、すなわち、靱性が低下する（図３参照）。高い靱性を得るためには、Ｍｎ量は、０．５０ｍａｓｓ％超である必要がある。一般に市販されている温熱間金型用鋼のＭｎ量０．３〜０．５ｍａｓｓ％よりも、Ｍｎはやや高めとなる。Ｍｎ量は、さらに好ましくは、０．５３ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．５６ｍａｓｓ％超である。
一方、Ｍｎ量が過剰になると、熱伝導率が低下する（図４参照）。また、焼戻し温度や不純物元素の種類や量によっては、靱性が低下する。従って、Ｍｎ量は、１．１８ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｍｎ量は、さらに好ましくは、１．０５ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、０．９５ｍａｓｓ％未満である。
【００２４】
（４）  ０．０１５＜Ｐ＜０．０５０ｍａｓｓ％：
Ｐは、高温強度の向上に有効である。Ｐ量が少ないと、強度上昇の効果が小さい（図５参照）。高い高温強度を得るためには、Ｐ量は、０．０１５ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｐ量は、さらに好ましくは、０．０１６ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．０１７ｍａｓｓ％超である。
一方、Ｐ量が過剰になると、靱性が低下する（図６参照）。従って、Ｐ量は、０．０５０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｐ量は、さらに好ましくは、０．０４０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、０．０３５ｍａｓｓ％未満である。
【００２５】
（５）  ５．３６＜Ｃｒ＜５．９２ｍａｓｓ％：
Ｃｒ量が少ないと、高温強度、耐食性、及び焼入れ性（図７参照）が不足する。高温強度、耐食性及び焼入れ性を向上させるためには、Ｃｒ量は、５．３６ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、５．３８ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、５．４０ｍａｓｓ％超である。
一方、Ｃｒ量が過剰になると、熱伝導率が低下する（図８参照）。熱伝導率が低下すると、金型の表面温度が上昇し（図９参照）、摩耗が進行しやすくなる。さらに、Ｃｒ量が過剰になると、焼入れ時にパーライトが析出しやすくなる。パーライトが析出すると、靱性が低下する。従って、Ｃｒ量は、５．９２ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、５．８８ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、５．８４ｍａｓｓ％未満である。
【００２６】
（６）  ０．９８＜Ｍｏ＜１．３７ｍａｓｓ％：
Ｍｏ量が少ないと、焼戻し時の２次効果による硬さ確保が難しく、高温強度も不十分となる。硬さ及び高温強度を向上させるためには、Ｍｏ量は、０．９８ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｍｏ量は、さらに好ましくは、１．０１ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、１．０４ｍａｓｓ％超である。
一方、Ｍｏ量が過剰になると、破壊靱性値の低下が大きくなる。また、素材コストも高くなる。従って、Ｍｏ量は、１．３７ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｍｏ量は、さらに好ましくは、１．３５ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、１．３３ｍａｓｓ％未満である。
【００２７】
（７）  ０．３０＜Ｖ＜０．７２ｍａｓｓ％：
Ｖ量が少ないと、焼入れ時に残留するＶ系の微細粒子（炭化物や炭窒化物）が少なくなる。そのため、γ粒界の移動を抑制することが困難となり、γ結晶粒が粗大化して靱性が低下する。また、焼戻し時の２次効果による硬さ確保が難しく、高温強度も不十分となる。靱性、硬さ、及び高温強度を向上させるためには、Ｖ量は、０．３０ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｖ量は、さらに好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％超である。
一方、Ｖ量が過剰になると、鋳造後の凝固時に晶出する炭化物が増え、靱性を低下させる。また、素材コストも高くなる。従って、Ｖ量は、０．７２ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｖ量は、さらに好ましくは、０．６８ｍａｓｓ％未満である。
【００２８】
（８）  ０．０１５０＜Ｎ＜０．０８００ｍａｓｓ％：
Ｎ量が少ないと、焼入れ時に残留するＶ系の微細粒子（炭化物や炭窒化物）が少なくなる。そのため、γ粒界の移動を抑制することが困難となり、γ粒が粗大化して靱性を低下させる（図１０参照）。靱性を向上させるためには、Ｎ量は、０．０１５０ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｎ量は、さらに好ましくは、０．０１５５ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．０１６０ｍａｓｓ％超である。
一方、Ｎ量が過剰になると、鋳造後の凝固時に晶出するＶ系の粗大な粒子（炭化物や炭窒化物）が多くなり、これが亀裂の起点や伝搬経路となって靱性を低下させる。また、Ｎ量が過剰になると、窒素添加のためのコストが増大する。従って、Ｎ量は、０．０８００ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｎ量は、さらに好ましくは、０．０７００ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、０．０５００ｍａｓｓ％未満である。
【００２９】
［１．２．  不可避的不純物］
本発明に係る金型用鋼は、前記不可避的不純物として、
Ｓ≦０．００３ｍａｓｓ％、
Ｃｕ≦０．３０ｍａｓｓ％、
Ｎｉ≦０．５０ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．１０ｍａｓｓ％、
Ｗ≦０．１０ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．０１ｍａｓｓ％、
Ｃｏ≦０．１０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｔａ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｚｒ≦０．００４ｍａｓｓ％、
Ｂ≦０．０００１ｍａｓｓ％、
Ｃａ≦０．０００５ｍａｓｓ％、
Ｓｅ≦０．０３ｍａｓｓ％、
Ｔｅ≦０．００５ｍａｓｓ％、
Ｂｉ≦０．０１ｍａｓｓ％、
Ｐｂ≦０．０３ｍａｓｓ％、又は、
Ｍｇ≦０．０２ｍａｓｓ％
を含んでいても良い。
【００３０】
本発明に係る金型用鋼は、上述した１又は２以上の元素を含んでいても良い。上記元素の含有量が上記の上限値以下である場合、その元素は、不可避的不純物として振る舞う。
一方、上記元素の一部は、上記の上限値を超えて含まれていても良い。この場合、元素の種類及び含有量に応じて、以下のような効果が得られる。
【００３１】
［１．３．  副構成元素］
本発明に係る金型用鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下のような１又は２以上の元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
【００３２】
（１）  ０．５０＜Ｎｉ≦４．５０ｍａｓｓ％：
近年、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からなる大きな金型を焼入れると、焼入れ中にフェライト、パーライト、あるいは粗大ベイナイトが析出して各種特性が劣化する。
【００３３】
一般には、Ｍｎを増量して焼入れ性を改善することが多い。しかし、Ｍｎのみを過度に増やすと、焼戻し温度や不純物元素の種類や量によっては、靱性が低下（焼戻し脆化）することがある。そのような懸念に対しては、Ｎｉを添加して焼入れ性を高めればよい。そのためには、Ｎｉ量は、０．５０ｍａｓｓ％超が好ましい。Ｎｉ量は、さらに好ましくは、０．５３ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．５６ｍａｓｓ％超である。
一方、Ｎｉ量が過剰になると、熱伝導率の低下、コストの増加、焼鈍による軟質化が困難となり被削性が下がる、という問題がある。従って、Ｎｉ量は、４．５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｎｉ量は、さらに好ましくは、３．３０ｍａｓｓ％以下である。
【００３４】
（２）  ０．３０＜Ｃｕ≦２．００ｍａｓｓ％：
Ｃｕは、焼入れ性を高める効果があるため、添加しても良い。また、Ｃｕには、時効析出で強度を高める効果もある。このような効果を得るためには、Ｃｕ量は、０．３０ｍａｓｓ％超が好ましい。Ｃｕ量は、さらに好ましくは、０．５０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｕ量が過剰になると、熱伝導率の低下、コストの増加、焼鈍による軟質化が困難となり被削性が下がる、という問題がある。従って、Ｃｕ量は、２．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃｕ量は、さらに好ましくは、１．５０ｍａｓｓ％以下である。
【００３５】
（３）  ０．１０＜Ａｌ＜１．５０ｍａｓｓ％：
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、Ｎｉと金属間化合物を形成して鋼材の強度を高める効果もある。さらに、Ａｌは、窒化物を形成して析出硬化に寄与するため、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。より高い摩耗性を求めて窒化処理する金型や部品には、Ａｌを含む鋼材を使うことが有効である。このような効果を得るためには、Ａｌ量は、０．１０ｍａｓｓ％超が好ましい。Ａｌ量は、さらに好ましくは、０．１１ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．１２ｍａｓｓ％超である。
一方、Ａｌ量が過剰になると、熱伝導率の低下、靱性低下、という問題がある。従って、Ａｌ量は、１．５０ｍａｓｓ％未満が好ましい。Ａｌ量は、さらに好ましくは、１．４０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、１．３０ｍａｓｓ％未満である。
【００３６】
（４）  ０．００３＜Ｓ≦０．２５０ｍａｓｓ％：
（５）  ０．０００５＜Ｃａ≦０．２０００ｍａｓｓ％：
（６）  ０．０３＜Ｓｅ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（７）  ０．００５＜Ｔｅ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（８）  ０．０１＜Ｂｉ≦０．５０ｍａｓｓ％：
（９）  ０．０３＜Ｐｂ≦０．５０ｍａｓｓ％：
本発明に係る金型用鋼は、Ｓｉ量が少ないため、機械加工性がやや悪い。加工性を改善するためには、Ｓ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、及び、Ｐｂのいずれか１種又は２種以上を添加するのが好ましい。また、上記各元素の量は、それぞれ、上記の下限値を超える量が好ましい。
一方、これらの元素量が過剰になると、金型素材を熱間加工する際に割れやすくなるという問題がある。従って、上記各元素の量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
【００３７】
（１０）  ０．００４＜Ｎｂ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（１１）  ０．００４＜Ｔａ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（１２）  ０．００４＜Ｔｉ≦０．１００ｍａｓｓ％：
（１３）  ０．００４＜Ｚｒ≦０．１００ｍａｓｓ％：
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ると、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て、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、及び、Ｚｒのいずれか１種又は２種以上を添加するのが好ましい。これらの元素を添加すると、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できる。このような効果を得るためには、上記各元素の量は、それぞれ、上記の下限値を超える量が好ましい。
一方、これらの元素量が過剰になると、析出物が粗大化して破壊の起点となり靱性が低下するという問題がある。従って、上記各元素の量は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
【００３８】
（１４）  ０．０００１＜Ｂ≦０．００５０ｍａｓｓ％：
Ｂは、焼入れ性を改善する効果がある。このような効果を得るためには、Ｂ量は、０．０００１ｍａｓｓ％超が好ましい。Ｂ量は、さらに好ましくは、０．０００２ｍａｓｓ％超、さらに好ましくは、０．０００３ｍａｓｓ％超である。
一方、Ｂ量が過剰になると、かえって焼入れ性が低下する。従って、Ｂ量は、０．００５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｂは、焼入れ性を高め、あるいは、被削性を改善するために添加することができる。Ｂは、鋼中のＮと結合してＢＮを形成しやすい。焼入れ性を改善する場合には、Ｂを鋼中で単独で存在させるため、ＢよりもＮと結合しやすいＮｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒなどを適量添加して、これらの窒化物としてＮを固定する。なお、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒなどを添加せず、Ｂが鋼中のＮと結合してＢＮが形成されても、余剰のＢが鋼中に単独で存在すれば、それが焼入れ性を高める。
被削性を改善する場合には、ＢＮを形成させればよい。ＢＮは、性質が黒鉛に類似しており、切削抵抗を下げると同時に、切屑破砕性を改善する。
なお、鋼中にＢとＢＮがある場合には、焼入れ性と被削性が同時に改善される。
【００３９】
（１５）  ０．１０＜Ｗ≦５．００ｍａｓｓ％：
（１６）  ０．１０＜Ｃｏ≦４．００ｍａｓｓ％：
高強度化にはＣ量の増量が有効であるが、過度のＣ増量は上述した悪影響がある。そのような不具合を招くことなく高強度化するには、Ｗ及び／又はＣｏを選択的に添加すればよい。
【００４０】
Ｗは、炭化物の微細析出によって強度を上げる。このような効果を得るためには、Ｗ量は、０．１０ｍａｓｓ％超が好ましい。Ｗ量は、さらに好ましくは、０．３０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｗ量が過剰になると、コストが上昇する。従って、Ｗ量は、５．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｗ量は、さらに好ましくは、４．００ｍａｓｓ％以下である。
【００４１】
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。このような効果を得るためには、Ｃｏ量は、０．１０ｍａｓｓ％超が好ましい。Ｃｏ量は、さらに好ましくは、０．３０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｏ量が過剰になると、コスト上昇、熱伝導率低下、という問題がある。従って、Ｃｏ量は、４．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃｏ量は、さらに好ましくは、３．００ｍａｓｓ％以下である。
【００４２】
［２．  温熱間金型］
本発明に係る温熱間金型は、本発明に係る金型用鋼を用いたものからなる。金型の形状や大きさは、特に限定されるものではなく、目的に応じて任意に選択することができる。本発明に係る金型用鋼は、強度や靱性を低下させることなく、焼入れ性を高めているので、特に大型の金型に好適である。
【００４３】
本発明に係る金型用鋼は、具体的には、熱間鍛造、亜熱間鍛造、温間鍛造、ダイカスト、鋼板のホットプレス（ホットスタンプ、ダイクエンチ、プレスクエンチとも呼ばれる）、プラスチック射出成型などに用いられる金型、又は、その部品の材料として好適である。
また、本発明に係る金型用鋼は、棒材や線材の状態で溶接材として使用することもできる。その際、補修される金型の化学成分は、本発明に係る金型用鋼の範囲と異なっていても良く、あるいは、その範囲内であっても良い。
さらに、本発明に係る金型用鋼を用いた金型又はその部品に対して、表面改質処理（ショットブラスト、サンドブラスト、窒化、ＰＶＤ、ＣＶＤ、メッキなど）と組み合わせることも有効である。
【００４４】
［３．  金型用鋼及び温熱間金型の製造方法］
本発明に係る金型用鋼は、
（１）所定の成分となるように配合した原料を溶解・鋳造し、
（２）鋳塊の均質化処理を行った後、熱間鍛造し、
（３）焼きならしを行い、
（４）焼鈍を行う
ことにより製造することができる。この場合、各工程の条件は、金型用鋼の組成に応じて、最適な条件を選択するのが好ましい。
【００４５】
このような通常製法（溶解→精錬→鋳造→塑性加工→軟化熱処理）を経た材料に対して、機械加工と、焼入れ及び焼戻しと、仕上げの機械加工を施すと（いわゆる、粗加工→調質→仕上げ加工）、本発明に係る温熱間金型又はその部品が得られる。また、通常製法を経た素材を焼入れ焼戻した後に、直接、金型形状に仕上げの機械加工を施すと（いわゆる、プレハードン材からの削り出し）、本発明に係る温熱間金型又はその部品が得られる。
あるいは、本発明に係る金型用鋼からなる粉末や板材から、積層造形法によって金型又はその部品を製造しても良い。
【００４６】
［４．  作用］
温熱間金型には、上述したように、
（ａ）金型の低廉化、
（ｂ）加工時における割れ（大割れ）の回避、
（ｃ）加工時における摩耗の抑制、
の３点が求められる。
【００４７】
本発明において、「低廉化」のために、ＭｏやＶのような高価な希少元素の使用量を減らした。本発明のＭｏとＶの合計量は、１．３〜２．１ｍａｓｓ％である。ＭｏとＶの合計量は、ＪＩＳ  ＳＫＤ６１では１．８〜２．７ｍａｓｓ％、市販の高性能鋼では２．４〜４．３ｍａｓｓ％と多い。
【００４８】
本発明において、「割れ回避」のために、焼入れ性を高めて高靱性化した。近年、金型が大型化しており、焼入れ速度が低下している。焼入れ性が低下すると粗大ベイナイトが生成するために、靱性が低下して金型が割れやすくなる。本発明では、ＭｎとＣｒの量を適正化することで焼入れ性を高めた。そのため、焼入れ速度が低下しても、すなわち大きな金型でも、高靱性が得られるようにした。
【００４９】
本発明において、「摩耗抑制」のために、
（Ａ）高温強度を高める、
（Ｂ）金型表面の温度上昇を抑制する、
の２方策を採った。
（Ａ）は、従来と同じ思想であるが、低Ｓｉ化という新たな手法を取り入れた。従来、高温強度の向上は、ＭｏやＶを増量することで実現されていた。本発明では、Ｓｉを減量すると高温強度が上昇するという知見を利用し、ＭｏやＶを減量しても高温強度を高めることに成功している。
【００５０】
（Ｂ）は、従来にはない新たな思想である。高温の被加工材と接触した金型表面には、非常に高温となる部位が発生する。高温になった部位は、強度が低くなるために、摩耗が顕在化する。
これに対し、金型表面の到達温度を下げれば、その分だけ強度が増すため、摩耗を抑制することができる。金型表面の到達温度は、金型の熱伝導率が高いほど低下する（図９参照）という知見を利用し、高熱伝導率となる化学成分を選択した。高熱伝導率で摩耗を抑制するという思想は、従来には全くなかった。
【００５１】
以上によって、温熱間金型に求められる、低廉化、割れ回避、摩耗抑制、の３点を同時に実現した。本発明に係る金型用鋼は、焼入れ性と熱伝導率が共に高く、しかも安価である。
【００５２】
図１１に、本発明に係る金型用鋼及び従来鋼の温度と強度との関係（イメージ図）を示す。低強度かつ低熱伝導率の従来鋼の金型表面が点Ａの状態とすれば、非常に低強度で摩耗しやすい状態にある。一方、高強度かつ高熱伝導率である本発明に係る金型用鋼を用いた金型において、金型表面は、点Ｂの状態となる。すなわち、同一温度で比較した場合に従来鋼対比で高強度であることに加えて、金型表面温度が低下することによる強度上昇が加味される。その結果、点Ａよりも極めて高強度で、摩耗しにくい状態となる。このようなメカニズムで本発明に係る金型用鋼の摩耗が抑制される。
もともと高温強度の高い鋼材であることに加え、高熱伝導率で金型表面の到達温度を下げて更に強度を高めて摩耗を抑制する、という思想が本発明の斬新さである。
【実施例】
【００５３】
（実施例１−１：  高温強度に及ぼすＳｉの影響）
［１．  試料の作製］
０．３９Ｃ−０．８１Ｍｎ−０．０１６Ｐ−５．７３Ｃｒ−１．１９Ｍｏ−０．５８Ｖ−０．０１９２Ｎを基本成分とし、Ｓｉ量を変化させた鋼の試験片を作製した。この試験片を１０３０℃から焼入れ、焼戻しで４５ＨＲＣとした。
【００５４】
［２．  試験方法及び結果］
得られた試験片を用いて、６００℃に加熱保持して引張試験を行った。図１に、高温強度に及ぼすＳｉの影響を示す。図１より、Ｓｉ量の減量によって高強度化することが分かる。高温強度を高めるためには、Ｓｉは、少ない方が良い。
【００５５】
（実施例１−２：  熱伝導率に及ぼすＳｉの影響）
［１．  試料の作製］
０．４４Ｃ−０．８９Ｍｎ−０．０１７Ｐ−５．７３Ｃｒ−１．２１Ｍｏ−０．５９Ｖ−０．０２０３Ｎを基本成分とし、Ｓｉ量を変化させた鋼の試験片を作製した。この試験片を１０３０℃から焼入れ、焼戻しで４３ＨＲＣとした。
【００５６】
［２．  試験方法及び結果］
得られた試験片を用いて、レーザーフラッシュ法により、２５℃で熱伝導率を測定した。図２に、熱伝導率に及ぼすＳｉの影響を示す。図２より、Ｓｉ量の減少によって、高熱伝導率化することがわかる。熱伝導率が２７．０Ｗ／ｍ／Ｋ以上になると、高温の被加工材と接触した金型表面の温度上昇を抑制する効果が大きい。図２より、安定して２７．０Ｗ／ｍ／Ｋ以上の熱伝導率を得るためには、Ｓｉ＜０．１５ｍａｓｓ％とすれば良いことがわかる。
【００５７】
（実施例１−３：  靱性に及ぼすＭｎの影響）
［１．  試料の作製］
０．３７Ｃ−０．０８Ｓｉ−０．０１７Ｐ−５．５２Ｃｒ−１．３０Ｍｏ−０．６０Ｖ−０．０１８７Ｎを基本成分とし、Ｍｎ量を変化させた鋼の試験片を作製した。この試験片を１０３０℃から焼入れ、焼戻しで４８ＨＲＣとした。焼入れは、５５０℃までの冷却速度を２０℃／ｍｉｎ、５５０℃から１００℃までの冷却速度を０．５℃／ｍｉｎとし、大断面金型の焼入れを模擬した。
【００５８】
［２．  試験方法及び結果］
得られた試験片を用いて、室温で衝撃値を評価した。図３に、衝撃値（靱性）に及ぼすＭｎの影響を示す。図３より、Ｍｎ量が多くなるほど、衝撃値が高くなることがわかる。衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上では、金型の大割れの危険性がかなり低減される。図３より、安定して２０Ｊ／ｃｍ2以上の衝撃値を得るためには、０．５ｍａｓｓ％＜Ｍｎとすれば良いことが分かる。
【００５９】
（実施例１−４：  熱伝導率に及ぼすＭｎの影響）
［１．  試料の作製］
０．４０Ｃ−０．１４Ｓｉ−０．０１８Ｐ−５．７５Ｃｒ−１．２３Ｍｏ−０．６１Ｖ−０．０１７２Ｎを基本成分とし、Ｍｎ量を変化させた鋼の試験片を作製した。この試験片を１０３０℃から焼入れ、焼戻しで４３ＨＲＣとした。
【００６０】
［２．  試験方法及び結果］
得られた試験片を用いて、レーザーフラッシュ法により、２５℃で熱伝導率を測定した。図４に、熱伝導率に及ぼすＭｎの影響を示す。図４より、Ｍｎ量の減少によって、高熱伝導率化することがわかる。熱伝導率が２７．０Ｗ／ｍ／Ｋ以上になると、高温の被加工材と接触した金型表面の温度上昇を抑制する効果が大きい。図４より、安定して２７．０Ｗ／ｍ／Ｋ以上の熱伝導率を得るためには、Ｍｎ＜１．１８ｍａｓｓ％とすれば良いことがわかる。
【００６１】
（実施例１−５：  高温強度に及ぼすＰの影響）
［１．  試料の作製］
０．３８Ｃ−０．０９Ｓｉ−０．８１Ｍｎ−５．７１Ｃｒ−１．０２Ｍｏ−０．５５Ｖ−０．０２１３Ｎを基本成分とし、Ｐ量を変化させた鋼の試験片を作製した。この試験片を１０３０℃から焼入れ、焼戻しで４５ＨＲＣとした。
【００６２】
［２．  試験方法及び結果］
得られた試験片を用いて、６００℃に加熱保持して引張試験を行った。図５に、高温強度に及ぼすＰの影響を示す。図５より、高温強度の上昇は、０．０１５ｍａｓｓ％＜Ｐで顕在化することがわかる。低廉化のためにＭｏやＶを低減すると、高温強度が低下する。一方、上述した低Ｓｉ化に加えてＰ添加を行うと、ＭｏやＶの低減に伴う高温強度の低下を補うことができる。
【００６３】
（実施例１−６：  靱性に及ぼすＰの影響）
［１．  試料の作製］
０．３６Ｃ−０．０９Ｓｉ−０．７６Ｍｎ−５．５３Ｃｒ−１．２５Ｍｏ−０．６０Ｖ−０．０１９３Ｎを基本成分とし、Ｐ量を変化させた鋼の試験片を作製した。この試験片を１０３０℃から焼入れ、焼戻しで４６ＨＲＣとした。焼入れは、５５０℃までの冷却速度を２０℃／ｍｉｎ、５５０℃から１００℃までの冷却速度を０．５℃／ｍｉｎとし、大断面金型の焼入れを模擬した。
【００６４】
［２．  試験方法及び結果］
得られた試験片を用いて、室温で衝撃値を評価した。図６に、衝撃値（靱性）に及ぼすＰの影響を示す。図６より、Ｐ量が多くなるほど、衝撃値が低くなることがわかる。衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上では、金型の大割れの危険性がかなり低減される。図６より、安定して２０Ｊ／ｃｍ2以上の衝撃値を得るためには、Ｐ＜０．０５０ｍａｓｓ％とすれば良いことが分かる。
【００６５】
（実施例１−７：  靱性に及ぼすＣｒの影響）
［１．  試料の作製］
０．３６Ｃ−０．０９Ｓｉ−０．８３Ｍｎ−０．０１６Ｐ−１．１２Ｍｏ−０．５７Ｖ−０．０２０８Ｎを基本成分とし、Ｃｒ量を変化させた鋼の試験片を作製した。この試験片を１０３０℃から焼入れ、焼戻しで４８ＨＲＣとした。焼入れは、５５０℃までの冷却速度を２０℃／ｍｉｎ、５５０℃から１００℃までの冷却速度を０．５℃／ｍｉｎとし、大断面金型の焼入れを模擬した。
【００６６】
［２．  試験方法及び結果］
得られた試験片を用いて、室温で衝撃値を評価した。図７に、衝撃値（靱性）に及ぼすＣｒの影響を示す。図７より、Ｃｒ量が多くなるほど、衝撃値が高くなることがわかる。衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上では、金型の大割れの危険性がかなり低減される。図７より、安定して２０Ｊ／ｃｍ2以上の衝撃値を得るためには、５．３６ｍａｓｓ％＜Ｃｒとすれば良いことが分かる。一般に市販されている５Ｃｒ系の温熱間金型用鋼のＣｒ量４．９〜５．２ｍａｓｓ％よりも、Ｃｒはやや高めとなる。
【００６７】
軟化抵抗が低下するため、Ｃｒ増量を嫌う場合もあるが、高温強度は、むしろＣｒ増量で高くなる。軟化抵抗と高温強度は非対応であり、金型の摩耗を議論する場合に注目すべきは高温強度である。従って、靱性のみならず、高温強度においてもＣｒ増量は望ましい。ＭｏやＶの低減による高温強度の低下を、低Ｓｉ化と、Ｐ添加と、Ｃｒ増量による強度上昇で補う。
【００６８】
（実施例１−８：  熱伝導率に及ぼすＣｒの影響）
［１．  試料の作製］
０．４０Ｃ−０．１４Ｓｉ−１．０５Ｍｎ−０．０１７Ｐ−１．１８Ｍｏ−０．５７Ｖ−０．０２０１Ｎを基本成分とし、Ｃｒ量を変化させた鋼の試験片を作製した。この試験片を１０３０℃から焼入れ、焼戻しで４３ＨＲＣとした。
【００６９】
［２．  試験方法及び結果］
得られた試験片を用いて、レーザーフラッシュ法により、２５℃で熱伝導率を測定した。図８に、熱伝導率に及ぼすＣｒの影響を示す。図８より、Ｃｒ量の減少によって、高熱伝導率化することがわかる。熱伝導率が２７．０Ｗ／ｍ／Ｋ以上になると、高温の被加工材と接触した金型表面の温度上昇を抑制する効果が大きい。図８より、安定して２７．０Ｗ／ｍ／Ｋ以上の熱伝導率を得るためには、Ｃｒ＜５．９２ｍａｓｓ％とすれば良いことがわかる。
【００７０】
図９に、金型表面温度に及ぼす熱伝導率の影響を示す。図９は、１２００℃に加熱した素材を鍛造した場合の、金型表面付近の最高到達温度を熱電対で測定した結果である。熱電対は、金型表面から深さ１ｍｍ位置に設置した。図９より、熱伝導率が高いと、金型表面温度が上昇しにくいことがわかる。この理由は、被加工材から流入した熱が金型内部へ散逸しやすく、表面に熱が滞留しにくいためである。
【００７１】
（実施例１−９：  γ結晶粒径に及ぼすＮの影響）
［１．  試料の作製］
０．３５Ｃ−０．１０Ｓｉ−０．８１Ｍｎ−０．０１７Ｐ−５．７２Ｃｒ−１．１８Ｍｏ−０．５３Ｖを基本成分とし、Ｎ量を変化させた鋼の試験片を作製した。この試験片を１０３０℃で５ｈｒ保持した後に焼入れして、マルテンサイト組織とした。
【００７２】
［２．  試験方法及び結果］
腐食液で旧γ粒界を現出し、ＪＩＳ  Ｇ０５５１に準拠してγ粒度を評価した。図１０に、γ結晶粒径に及ぼすＮの影響を示す。図１０より、結晶粒度はＮの増加につれて大きくなる（結晶粒が微細化する）ことがわかる。今回の評価に用いた０．３５Ｃ−０．５３Ｖ鋼では、結晶粒度６以上が確保されることが好ましい。図１０より、安定して粒度６以上を得るためには、０．０１５ｍａｓｓ％＜Ｎとすれば良いことが分かる。
【００７３】
（実施例２−１〜２−１０、比較例２−１〜２−５）
［１．  試料の作製］
テストに用いた鋼の化学成分を表１に示す。表中には記載していないが、本発明において不純物として規定した量の他元素が含まれる場合もある。比較例２−１は熱間ダイス鋼ＳＫＤ６１、比較例２−２は熱間ダイス鋼ＳＫＤ７、比較例２−３〜２−５は鉄鋼メーカーが独自に開発・販売している熱間ダイス鋼である。比較例２−１〜２−５は、少なくとも３元素が本発明の範囲から外れている。
【００７４】
これらの鋼を７ｔｏｎのインゴットに鋳込み、１２４０℃で２４ｈｒの均質化処理を行った。次いで、鍛造で矩形断面に仕上げ、１００℃以下まで冷却した。その後、７００℃で６ｈｒの焼戻しを施し、引き続き９００℃に加熱して６００℃まで１５℃／ｈｒの冷却速度で冷却（焼鈍）した。以降は、室温まで放冷した。
この矩形材から、鍛造型用に４００ｍｍ×５００ｍｍ×８００ｍｍ（約１２４０ｋｇ）のブロックを切り出した。さらに、矩形材の一部から、靱性、高温強度、熱伝導率を評価する試験片を作製するための素材を切り出した。
【００７５】
【表１】
2016017200.tif 000003
【００７６】
［２．  試験方法］
［２．１．  基礎特性調査］
基礎特性として、靱性、高温強度、熱伝導率を調査した。
【００７７】
［２．１．１．  靱性（衝撃値）］
靱性調査用の試験片は、１０３０℃から焼入れ、焼戻しで４３ＨＲＣとした。焼入れは、５５０℃までの冷却速度を２０℃／ｍｉｎ、５５０℃から１００℃までの冷却速度を０．５℃／ｍｉｎとし、大断面金型の焼入れを模擬した。
衝撃値は、室温で評価した。衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上では金型の大割れの危険性がかなり低減される。従って、判定としては、衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上を「○」、２０Ｊ／ｃｍ2未満を「×」とした。
【００７８】
［２．１．２．  高温強度］
高温強度調査用の試験片も、衝撃試験片と同様の焼入れ焼戻しを施した。但し、焼戻し硬さは、４５ＨＲＣとした。
高温強度の評価は、６００℃で行った。高温強度が高いほど、摩耗は抑制される。従って、判定としては、引張強度が８５０ＭＰａ以上を「○」、８２０ＭＰａ以上８５０ＭＰａ未満を「△」、８２０ＭＰａ未満を「×」とした。
【００７９】
［２．１．３．  熱伝導率］
熱伝導率調査用の試験片も、衝撃試験片と同様の焼入れ焼戻しを施し、４３ＨＲＣに調質した。
熱伝導率は、レーザーフラッシュ法により、２５℃で測定した。熱伝導率が２７．０Ｗ／ｍ／Ｋ以上になると、高温の被加工材と接触した金型表面の温度上昇を抑制する効果が大きい。従って、判定としては、熱伝導率が２７Ｗ／ｍ／Ｋ以上を「○」、２４Ｗ／ｍ／Ｋ以上２７Ｗ／ｍ／Ｋ未満を「△」、２４Ｗ／ｍ／Ｋ未満を「×」とした。
【００８０】
［２．２．  熱間鍛造試験］
［２．２．１．  大割れ回避、及び摩耗抑制］
先述のブロック材（約１２４０ｋｇ）を１０３０℃に加熱し、油冷で焼入れを行った。靱性を支配する温度域の平均冷却速度は、０．５〜１℃／ｍｉｎであることが数値シミュレーションから判明している。この焼き入れたブロック材を焼き戻して４４ＨＲＣとした後、機械加工で意匠面に鍛造品形状の凹部を形成し、鍛造金型とした。
１２００℃に加熱した素材をこの金型で鍛造した。鍛造ショット数は、最大１５００までとし、そのショットに至る以前に凹部コーナーから大割れが発生すればテストを中止し、「×」判定とした。大割れせずに１５００ショットに達した場合は、大割れの判定を「○」とした上で、金型の摩耗深さｄを測定した。ｄ＜０．５ｍｍを「○」、０．５ｍｍ≦ｄ＜１．０ｍｍを「△」、１．０ｍｍ≦ｄを「×」とした。
【００８１】
［２．２．２．  低廉化］
低廉化については、高価な希少元素であるＭｏとＶの合計量で評価した。ＭｏとＶの合計量が２．１％以下を「○」、２．１％超２．８％以下を「△」、２．８％超を「×」とした。
【００８２】
［３．  結果］
［３．１．  基礎特性調査］
表２に、靱性、高温強度、及び熱伝導率の結果を示す。比較例２−１〜２−５は、それぞれ、評価項目のいずれか１以上に「△」あるいは「×」があり、基礎特性に課題がある。これに対し、実施例２−１〜２−１０は、いずれも３項目すべてが「○」であり、基礎特性上の問題はない。
実際の熱間鍛造金型を想定すれば、靱性は大割れに、高温強度と熱伝導率は摩耗に、それぞれ影響する特性である。高温強度と熱伝導率が摩耗に影響する理由は、図１１に関して述べた通りである。
【００８３】
【表２】
2016017200.tif 000004
【００８４】
［３．２．  熱間鍛造試験］
表３に、熱間鍛造試験の結果を示す。比較例に着目すると、比較例２−３以外には大割れが発生した。比較例２−３は、焼入れ性が良いために、焼入れ速度が小さくても高靱性になり、大割れを回避できたと考えられる。大割れは、表２の靱性値と対応している。
摩耗抑制については、比較例２−２、２−４、２−５が良好であった。摩耗の挙動は、表２の高温強度と熱伝導率に対応しており、高温強度と熱伝導率が高いほど、摩耗は抑制される。
【００８５】
このように、比較例の中では、ＳＫＤ６１（比較例２−１）が比較的に低廉材であるものの、大割れや摩耗に難がある。他の比較例は、高価である一方で、大割れ回避あるいは摩耗抑制のいずれかに優れる。
これに対し、実施例２−１〜２−１０は、いずれも全項目が「○」であり、表２で確認された優れた基礎特性が熱間鍛造においても優れた実用性能として再現された。本発明を適用することで、低廉化、大割れ回避、摩耗抑制、の３点が同時に実現される理由は、ＭｏとＶを減量し、靱性が高く、高温強度が高く、かつ、熱伝導率が高いためである。
【００８６】
高温強度が高いことについては、（ａ）必要最低量のＭｏとＶを確保しつつ、（ｂ）Ｓｉ低減、（ｃ）Ｐ添加、（ｄ）Ｃｒ増量、で実現した。
靱性が高いことについては、
（ａ）ＭｎとＣｒの増量で焼入れ性を高めたこと、
（ｂ）ＣとＶとＮの適正化で焼入れ時のγ結晶粒を微細化したこと、
（ｃ）ＣとＶとＮの適正化でＶ系の粗大な炭化物の晶出を抑制したこと、
（ｄ）Ｐを過度に添加しないこと、
によって実現した。
熱伝導率が高いことについては、（ａ）Ｓｉ低減、（ｂ）ＣとＭｎとＣｒを過度に増量しないこと、によって実現した。
【００８７】
【表３】
2016017200.tif 000005
【００８８】
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
【産業上の利用可能性】
【００８９】
本発明に係る金型用鋼は、熱間鍛造、亜熱間鍛造、温間鍛造、鋼板のホットプレス、プラスチックの射出成型等に用いられる金型、その部品、あるいは金型補修用の溶接材などの材料として使用することができる。
本発明に係る金型用鋼からなる金型や部品は、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）と組み合わせることができる。
【図１】
2016017200.tif 000006
【図２】
2016017200.tif 000007
【図３】
2016017200.tif 000008
【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
2016017200.tif 000012
【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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