(57)【要約】【課題】焼入性、熱伝導率及び軟化抵抗の確保が可能な鋼、金型用鋼及びこれを用いた金型を提供すること。【解決手段】  質量％で、C：0.15〜0.55％、Si：0.02〜0.60％、Mo：0.30〜4.00％、及び、V：0.03〜1.00％を含有し、更に、  質量％で、次式（１）を満たすCr、Mn、Ni、Cuを含有する残部がFe及び不可避の不純物からなることを特徴とする鋼、金型用鋼及びこれを用いた金型。  4.963−3.43Y≦Cr≦14.597−5.97Y［％］（但し、Y＝Mn＋0.36（Ni＋Cu）［％］、0.10≦Y≦2.40［％］）  …式（１）【選択図】図８
2009242820.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
C：0.15〜0.55％、
Si：0.02〜0.60％、
Mo：0.30〜4.00％、及び、
V：0.03〜1.00％を含有し、更に、
質量％で、次式（１）を満たすCr、Mn、Ni、Cuを含有する残部がFe及び不可避の不純物からなることを特徴とする鋼。
4.963−3.43Y≦Cr≦14.597−5.97Y［％］（但し、Y＝Mn＋0.36（Ni＋Cu）［％］、0.10≦Y≦2.40［％］）  …式（１）
【請求項２】
更に、質量％で、
W：0.01〜4.00％を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼。
【請求項３】
更に、質量％で、
Co：0.01〜2.00％を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼。
【請求項４】
更に、質量％で、
Nb：0.002〜0.500％、
Ta：0.002〜0.500％、
Ti：0.002〜0.500％、及び、
Zr：0.002〜0.500％からなる群から選ばれる1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の鋼。
【請求項５】
更に、質量％で、
Al：0.005〜1.500％、及び、
N：0.005〜0.300％からなる群から選ばれる1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の鋼。
【請求項６】
更に、質量％で、
B：0.0002〜0.0200％を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の鋼。
【請求項７】
更に、質量％で、
S：0.005〜2.000％、
Ca：0.0005〜0.5000％、
Se：0.005〜0.500％、
Te：0.005〜0.500％、
Bi：0.005〜0.500％、及び、
Pb：0.005〜0.500％からなる群から選ばれる1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の鋼。
【請求項８】
請求項１〜７のいずれかに記載の鋼からなる金型用鋼。
【請求項９】
請求項８に記載の金型用鋼からなる金型。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼、金型用鋼及びこれを用いた金型に関し、更に詳しくは、プラスチックやゴムの射出成形、ダイカスト、熱間鍛造等の金型や成形用部材に用いられる金型の焼入性の向上、高熱伝導率化及び高軟化抵抗化を通じて、熱衝撃による亀裂の発生を抑制する技術に関する。
【背景技術】
【０００２】
プラスチックやゴムの射出成形、ダイカスト、熱間鍛造等において金型は不可欠の存在である。そして、これらの例として、鍛造用の金型やパンチ、ダイカスト用の金型やピンや入子、低圧鋳造用の金型やピンや入子、射出成形（樹脂やガラスを主体とした混合物の射出）用の金型やピンや入子、及び鍛造・ダイカスト・低圧鋳造・射出成形に用いられるプレートやスリーブ等の工具等を挙げることができる。特許文献１には、これらの金型に用いて好適な鋼の一例が開示されている。
【０００３】
金型の製造工程は、一般的に、「溶解−精錬−鋳造−均質化熱処理−熱間加工−焼鈍−粗加工−焼入れ・焼戻し−仕上げ加工−（表面処理）−完成」という工程からなる。従って、金型製造では、溶解に始まり完成に至るまで、非常に長い時間と多くのエネルギーや資源を要する。
【０００４】
金型（ダイカスト・プラスチックやゴムの射出成形・熱間鍛造等）を使用又は製造する製造業において、原価低減・省資源・環境負荷軽減は、常時課題とされる。これらの解決策として、型寿命延長が挙げられる。
型寿命延長により、原価低減が可能なのは、金型１つあたりで製造される製品個数が増え、製品単価が減少するとともに、金型交換に要する製造中断時間が短くなり、１時間あたりの製造個数が増加するからである。ちなみに、金型交換は、金型寿命と判断されたとき等に行われる。例えば、自動車用のアルミホイールのダイカストでは、製品に亀裂が転写されると金型寿命と判断される。肌荒れが著しく、アルミホイールとしての商品価値が無くなるためである。
また、型寿命延長により、省資源が可能なのは、金型交換回数が減るため、金型作製数が減り、Vに代表される希少元素の使用量が減るからである。
更に、型寿命延長により、環境負荷軽減が可能なのは、金型交換回数が減るため、金型作製数が減り、溶解工程や熱処理工程が減少し、温室効果ガスの排出量が減るためである。
【０００５】
そして、型寿命延長には、
（ａ）鋼材の高衝撃値化、
（ｂ）熱応力低減（低熱膨張係数化、高熱伝導率化）、及び、
（ｃ）鋼材の高軟化抵抗化（軟化抵抗とは、所定の硬さに調質した鋼材を特定条件で加熱した場合の、硬さの下がりにくさをいう）が有効である。
【０００６】
上記（ａ）の高衝撃値化により型寿命延長が可能なのは、金型寿命は、一般的に、衝撃値と良い相関を持つ場合が多く、衝撃値の高い金型は寿命が長い傾向にあるからである。そして、衝撃値が高い鋼材は、金型寿命の判断要因となる亀裂の伝播に対する抵抗も高い。従って、金型の発注や受入れに際して金型自体や金型用鋼の衝撃値を規定するメーカーも存在するほどである。
【０００７】
この高衝撃値化には、焼入性が良いこと、すなわち、臨界冷却速度以上の速度（マルテンサイトとベイナイトの境界となる焼入れ速度）で冷却すること（焼入れ）によってマルテンサイト組織に変態させることを要する。臨界冷却速度が十分に小さく焼きが入るJIS鋼としては、臨界冷却速度が12℃/minのJIS SKD61（図１参照）が周知である。JIS SKD61は、ダイカストや温熱間鍛造等の金型に適用され、後述する軟化抵抗も比較的高い。
【０００８】
上記（ｂ）の熱応力低減により、型寿命延長が可能となるのは、加熱と冷却のサイクルによって発生し、亀裂の発生や進展の駆動力となる熱応力が低減されるため、金型への負荷を下げるからである。その亀裂が金型を寿命に至らせる現象を「熱疲労」というが、プラスチックやゴムの射出成形、ダイカスト、熱間鍛造等に用いられる金型では、加熱冷却のサイクルに晒されるため、「顕著な熱疲労」が特に問題となる。金型は、溶湯や被鍛造材といった高温物との接触により加熱される一方、離型剤を塗布（高圧噴霧や高圧噴射）するスプレー工程において急激に冷却されるため、金型表面に強い熱応力が作用し、これが亀裂の発生や進展の駆動力となって金型を寿命に至らせるからである。
【０００９】
この熱応力低減の手法として、
（ア）熱膨張係数が小さい鋼材の使用、及び、
（イ）熱伝導率が高い鋼材の使用が挙げられる。
上記（ア）の熱膨張係数が小さい従来鋼の代表として、鉄に対して30〜45％（以下の説明において「％」は特に説明がない限り「質量％」を意味する）のニッケルを含有させたインバー合金が知られている。また、上記（イ）の熱伝導率が大きい従来JIS鋼の代表として、JIS S40CやJIS SCM440が知られている。これらの熱伝導率は40〜50W/m/Kであり、JIS SKD61対比で30％以上の負荷軽減が見込まれ、金型の熱疲労は大幅に軽減されると考えられる。
【００１０】
上記（ｃ）の軟化抵抗を高めることにより型寿命延長が可能なのは、加熱によって簡単に硬さが低下せず、長期間の使用に耐えるためである。この点は、図２の軟化抵抗が高い鋼材と低い鋼材の熱疲労挙動からも明らかである。同図に示すように、軟化抵抗が高い鋼材は使用中の硬さ低下が少ないため、負荷応力よりも高い耐力を維持できる一方、軟化抵抗の低い鋼材は使用中の硬さ低下が大きく、やがては負荷応力が耐力を超える結果、熱疲労が顕著になっている（尚、硬さと耐力の間には、非常に多くの鋼材で明瞭な正の相関が確認されており、耐力と硬さを対応付けることもできる）。
すなわち、軟化抵抗が低い鋼材は、加熱によって簡単に硬さが低下するため、熱疲労に対抗するための強度を維持することが難しい。ダイカストや温熱間鍛造の金型は、溶湯や被鍛造材といった高温物との接触によって400℃以上に加熱されるが、この結果として金型表面が軟化すれば、熱疲労に対抗するための強度を維持できなくなる。
【００１１】
この軟化抵抗を高める手法としては、軟化抵抗を担う元素の代表がMoとVであるから、これら両者を所定量含有することが挙げられる。上記のJIS SKD61は、軟化抵抗、すなわち、耐熱性が高い鋼として知られており、1.2％のMoと0.9％のVを含有する。
【００１２】
【特許文献１】特開２００５−３０７２４２
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
しかしながら、特許文献１のプリハードン鋼は、長寿命化が図られているが、臨界冷却速度が大きい（焼きが入りにくい）、焼入れ・焼戻しを行っても硬さが出ない等の問題がある。
上記のJIS SKD61は、臨界冷却速度が小さく（焼きが入りやすく）、軟化抵抗も比較的高く、ダイカスト等の金型として多用されているが、熱伝導率が低いという問題がある。
また、上記のインバー合金は、熱膨張係数が小さくても、その素材コストが非常に高く、金型として必要な強度が得られないという問題があり、金型としてそもそも使用できない。
更に、上記のJIS S40CやJIS SCM440は、熱伝導率が大きくても、焼入性と軟化抵抗がともに悪いという問題がある。
【００１４】
従って、いずれもダイカスト等の金型として使用するには課題が残され、上記（ａ）の鋼材の高衝撃値化、上記（ｂ）の熱応力低減、及び、上記（ｃ）の鋼材の高軟化抵抗化を同時に実現した鋼は従来知られていない。そして、上記のことから、高衝撃値化は焼入性を確保することにより、熱応力低減は高熱伝導率化により、高軟化抵抗化は成分元素の適正化により実現されるといえる。
【００１５】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、焼入性、熱伝導率及び軟化抵抗の確保が可能な鋼、金型用鋼及びこれを用いた金型を提供することにある。特に、大断面金型に適用しうる鋼、金型用鋼及びこれを用いた金型を提供することにある。本発明は、これらを通じて、金型の長寿命化をはかり、原価低減・環境負荷軽減・省資源を同時に実現しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者は、上記課題を解決するために、種々の検討・実験等を行うことによって、本発明に係る鋼に求められる基礎特性を見いだした。
第一に、本発明者は、高衝撃値化を実現するための焼入れ速度を見いだすため、JIS SKD61の衝撃値に及ぼす焼入れ速度の影響を確認した。実験においては、試験片を1030℃で30min保持した後に所定の速度で焼入れ、引き続き焼戻しによって45HRCに調質した。図３にその結果として、試験片の衝撃値を焼入れ速度に対して示した。衝撃値は、焼入れ速度が12℃/minより小さくなると急減することがわかる。一方、図１は、JIS SKD61のCCT（連続冷却変態）線図である。同図は、1030℃のオーステナイト相を冷却した時、何℃でベイナイトやマルテンサイトに相変態するかを示している。冷却速度が30℃/minと大きい場合にはマルテンサイト組織となるが、冷却速度が3℃/minではベイナイト主体の組織になり、12℃/minを境として組織は大きく変わることがわかる。同図によれば、JIS SKD61の臨界冷却速度は12℃/minとなる。
【００１７】
図３と図１によれば、臨界冷却速度（この場合は12℃/min）以上の冷却では、「焼き」が入って、すなわち、マルテンサイト化して衝撃値は高くなるが、これより遅い冷却ではベイナイトになって衝撃値は下がる。この値を境にして組織と衝撃値が大きく変わる点はほぼ全ての鋼種に共通である。
従って、臨界冷却速度が60℃/minの鋼種であれば、60℃/minを境にして衝撃値と組織は大きく変化する。
【００１８】
図３と図１が示す通り、金型寿命延長に必須の高衝撃値化には、マルテンサイト組織を得ること、すなわち、焼きを入れることが求められる。ここで、JIS SCM440の臨界冷却速度を調査すると、2000℃/minを超えている。つまり、JIS SCM440に焼きを入れようとすると、2000℃/minを超える焼入れ速度が必要である。ここで、金型の厚さと焼入れ速度の相関を示すと、図４の通りである。直径が2〜3mm程度の細いピンであれば問題ないが、ダイカストに使われる金型のような大きなサイズでは、JIS SCM440は焼きが入らないことがわかる。また、JIS S40CはJIS SCM440よりも焼入性が悪い。従って、JIS S40CやJIS SCM440で金型を造っても、長い金型寿命の確保は困難である。
ダイカストに使われるピンや入子の大半が、厚さや直径が30mm以上であることを考慮すると、鋼材の臨界冷却速度としては、60℃/min以下が必要であることから、本発明者は、鋼材の臨界冷却速度の目標値を「60℃/min以下」とした。
ここで、これまでの説明で用いてきた「衝撃値」について補足する。衝撃値の調査には、JIS 3号の試験片を用い、室温で評価をおこなっている。衝撃値は吸収エネルギーを断面積で除した値であり、この数値が大きいほど割れにくい材料であることを示す。尚、現在のJISには衝撃値の規格は無い。以前の改定によって項目が無くなったのである。しかし、重要な特性値として現在でも工業的には使われており、衝撃値を金型の受け入れ規格にしているメーカーが存在することは、上記した通りである。そこで、本発明においても、このような工業的慣例に従って、衝撃値を評価の尺度としている。以下についても、衝撃値の評価方法と扱いは同じである。
【００１９】
第二に、本発明者は、熱疲労の原因である熱応力低減を実現するため、以下の検証・実験を行った。まず、熱応力は、式（２）と式（３）によって概算できることが知られている。
熱応力＝定数×温度差×ヤング率×熱膨張係数÷ポアソン比  …式（２）、
温度差＝ｆ（熱伝導率） …式（３）。
本発明者は、これらの物性値を制御すれば、熱応力の低減によって金型の熱疲労を大幅に軽減できる可能性を次のようにして見いだした。鋼材の物性値には、成分の影響を非常に受けやすいものと、そうでないものがある。式（２）に関して言えば、ヤング率とポアソン比は成分の影響を非常に受けにくい。従って、鋼材成分を大幅に変えても、これらの物性値はそれほど変化しない。一方、熱膨張係数は成分の影響を相当に受ける物性値である。熱応力の低減には、熱膨張係数を小さくすることが望ましい。
次に、式（３）に示された熱伝導率についてであるが、熱伝導率も成分の影響を受ける物性値である。熱伝導率を大きくすれば温度差が小さくなり、熱応力が低減されて熱疲労は軽減される。
【００２０】
本発明者は、熱膨張係数及び熱伝導率について検討した結果、熱伝導率に着目することとし、検証を行った。熱膨張係数については，その素材コストが非常に高く、そもそも金型として必要な強度が得られないという問題があり、金型として使用できないことから，検討を見送っている。
図５は、熱伝導率と熱応力の相関を有限要素法によって見積もった結果を示す。解析の対象は、円柱状試験片の急冷である。具体的には、500℃に加熱されたφ60mmの円柱表面に対して20℃の環境温度と5000W/m2/Kの熱伝達係数を与えて急冷を模擬し、冷却過程における熱応力の最大値を評価した。熱伝導率が22W/m/Kの鋼は、ダイカストや温熱間鍛造等の金型に多用されるJIS SKD61に相当する。この熱応力を1.0として、熱伝導率が増加した場合の熱応力を示した。図５によれば、熱伝導率が28W/m/K以上になると熱応力が急減することがわかる。
そこで、本発明者は、熱応力低減のため、鋼材の熱伝導率の目標値を「28W/m/K以上」とした。
【００２１】
第三に、本発明者は、高軟化抵抗化を図るため、成分元素の観点から種々の検討を行った。ダイカストや温熱間鍛造等の金型に多用されるJIS SKD61は、軟化抵抗を担う元素の代表がMoとVであることから、本発明者は、高軟化抵抗化を図るためには、MoとVの含有量がJIS SCM440を超えることが必要と判断した。JIS SCM440は、Mo含有量が少なくVを含有しないため、軟化抵抗が低いからである（JIS S40Cは、JIS SCM440よりも更に軟化抵抗が低い）。
そこで、本発明者は、「Mo量を0.3％以上」とすることとした。一方、VはJIS SCM440の積極添加元素でないため、JIS SCM440との比較で含有量を決定できないと考えられる。そこで、非調質鋼に着目すると、0.03％以上を積極添加と扱っているため、本発明者は、「V量を0.03％以上」とすることとした。
【００２２】
以上、第一〜第三において説明したように、本発明者は、ダイカストや温熱間鍛造等の金型に適用する鋼材に要求すべき基礎特性の目標値として、
（ア）焼入性の確保のために、臨界冷却速度を60℃/min以下とし、
（イ）高熱伝導率化を確保するために、熱伝導率を28W/m/K以上とし、
（ウ）高軟化抵抗化を確保するためにMo量を0.3％以上、かつ、V量を0.03％以上として、本発明を完成した。
【００２３】
上記課題を解決するため、上記基礎特性を満たす鋼として、本発明に係る鋼は、必須構成元素として、
質量％で、
（１）C：0.15〜0.55％、
（２）Si：0.02〜0.60％、
（３）Mo：0.30〜4.00％、及び、
（４）V：0.03〜1.00％を含有し、更に、
質量％で、次式（１）を満たすCr、Mn、Ni、Cuを含有する残部がFe及び不可避の不純物からなることを要旨とする。
（５）4.963−3.43Y≦Cr≦14.597−5.97Y［％］（但し、Y＝Mn＋0.36（Ni＋Cu）［％］、0.10≦Y≦2.40［％］）  …式（１）
【００２４】
本発明に係る鋼は、選択添加元素として、
更に、質量％で、
（６）W：0.01〜4.00％、
（７）Co：0.01〜2.00％、
（８）Nb：0.002〜0.500％、
Ta：0.002〜0.500％、
Ti：0.002〜0.500％、及び、
Zr：0.002〜0.500％からなる群から選ばれる1種又は2種以上、
（９）Al：0.005〜1.500％、及び、
N：0.005〜0.300％からなる群から選ばれる1種又は2種以上、
（10）B：0.0002〜0.0200％、並びに、
（11）S：0.005〜2.000％、
Ca：0.0005〜0.5000％、
Se：0.005〜0.500％、
Te：0.005〜0.500％、
Bi：0.005〜0.500％、及び、
Pb：0.005〜0.500％からなる群から選ばれる1種又は2種以上、
のうち少なくともいずれかを含有することが望ましい。
【００２５】
本発明に係る鋼は、金型用鋼として用いるとよい。そのため、本発明に係る金型用鋼は、本発明に係る鋼からなる。本発明に係る金型用鋼の具体的な用途として、鍛造用の金型やパンチ、ダイカスト用の金型やピンや入子、低圧鋳造用の金型やピンや入子、射出成形用の金型やピンや入子、及び鍛造・ダイカスト・低圧鋳造・射出成形に用いられるプレートやスリーブ等の工具が挙げられる。
上記のような、本発明に係る金型は、その重量が100kg以上であってもよく、更に、その表面に母材とは成分や硬さの異なる層を備えるものであってもよい。
【発明の効果】
【００２６】
本発明に係る鋼は、質量％で、C：0.15〜0.55％、Si：0.02〜0.60％、Mo：0.30〜4.00％、及び、V：0.03〜1.00％を含有し、更に、質量％で、式（１）を満たすCr、Mn、Ni、Cuを含有する残部がFe及び不可避の不純物からなるものであるから、焼入性、熱伝導率及び軟化抵抗の確保が可能であるという効果がある。
【００２７】
特に、式（１）を満たすため、焼入性が良く高衝撃値化が可能であり、高熱伝導率化が可能であるため熱応力低減が可能である。
本発明に係る金型用鋼は、本発明に係る鋼からなるものであるから、これと同様の効果がある。
【００２８】
本発明に係る金型は、本発明に係る金型用鋼からなるため、高熱伝導率化・高軟化抵抗化が可能であり加熱と冷却のサイクルによって発生する熱応力が低く、熱応力に起因する亀裂の発生と進展が抑制される。従って、本発明に係る金型は、寿命が長くなり、プラスチックやゴムの射出成形、ダイカスト、熱間鍛造等の原価低減・環境負荷軽減・省資源を実現することができるという効果がある。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２９】
以下、図面を参照して、本発明の一実施形態に係る鋼の成分組成及びその限定理由について説明する。尚、以下の説明において「％」は特に説明がない限り「質量％」を意味する。
【００３０】
（１）C：0.15〜0.55％。
Cは鋼の強度調整に不可欠な必須構成元素である。Cが過少であると、型材に必要な強度が得られない。一方、焼入れによってマルテンサイトとなった鋼の硬さは、Cが0.55％超では飽和の傾向を示す。また、Cが0.55％を越えると、粗大な炭化物が生成しやすくなり、これが機械疲労特性を大きく低下させる。ダイカスト・低圧鋳造・熱間鍛造・射出成形等に用いられる型材としての特性を確保するため、本実施形態におけるC量は、質量％で0.15％〜0.55％とした。
【００３１】
（２）Si：0.02〜0.60％。
原価低減に対しては、金型寿命の延長だけでなく、鋼材の被削性を確保することも極めて重要となる。この理由は、金型としての概形を粗加工によって付与し、最終形状を仕上げ加工によって完成させるためである。鋼材の被削性が悪いと加工効率が低下するだけでなく、高価な切削工具の交換も頻発する。この結果、被削性が悪いと金型の製造コストが上昇し、ひいては製品コストを押し上げる。
鋼の被削性を向上させるには、Siの添加が有効であり、本実施形態においては、Siは、必須構成元素である。切削される鋼中のSiは、切削工具の表面に付着して工具表面を保護し、その磨耗を軽減する。このため、Si添加鋼の被削性は比較的に良い場合が多い。Si量と鋼材の被削性の相関は概ね以下の通りである。
非常に悪い：Si≦0.20％
悪い      ：0.20＜Si≦0.35％
良い      ：0.35＜Si≦0.50％
非常に良い：0.50＜Si％
一方、Siは鋼材の熱伝導率を大きく低下させる元素でもある。熱伝導率と被削性を考慮し、本実施形態においては、Si量の上限を0.60％とした。
【００３２】
製造工程から見た場合のSiの特徴は、精錬での低減ができないことである。このため、低Si材の製造においては、Si含有量の低い非常に高価な原材料を使わなければならず、素材コストの上昇が避けられない。Siが0.02％未満では、熱伝導率を高める効果が飽和し、かつ製造コストの著しい上昇を招くことから、本実施形態においては、Si量の下限を0.02％とした。
特に好適なSi量の範囲は、熱伝導率を重視するなら質量％で0.35％以下であるが、被削性を重視する場合にはその値を超えてもよい。用途に応じて選択すればよい。
【００３３】
（３）Mo：0.30〜4.00％。
Moは、炭化物を形成し分散強化によって鋼を高強度化する元素として有用な必須構成元素である。しかも、軟化抵抗を高める効果が非常に大きい。ここで、Moを含有する0.4C-3Cr鋼の軟化抵抗を示せば、図６の通りである。1030℃から急冷した後、600℃で1Hr保持した時の室温における硬さであるが、4％付近で最大となることがわかる。過度の添加は、炭化物の凝集を助長するため、かえって軟化抵抗を減退させる。また、添加量が過少であると、金型として必要な強度を確保できない。このような観点から、本実施形態においては、Mo量は、質量％で0.30％〜4.00％とした。特に好適なMo量は、0.40％〜3.50％である。
【００３４】
（４）V：0.03〜1.00％。
Vは、炭化物を形成し分散強化によって鋼を高強度化する元素として有用な必須構成元素である。しかも、軟化抵抗を高める効果が非常に大きい。一方、過度に添加すると、凝固過程で非常に粗大な炭化物を生じやすくなり、これが機械疲労特性や衝撃値を著しく低下させる。ここで、Vを含有する0.4C-3Cr鋼の衝撃値を示せば、図７の通りである。1030℃から急冷した後、580〜620℃における1Hrの保持によって45HRCに調質した場合の室温における衝撃値であるが、1％を越えると急激に低下することがわかる。これは、素材が大きなインゴットから製造されたため、凝固速度が低下する結果として、粗大な炭化物が形成されたことに対応する。工業サイズのインゴットでは、このような現象を回避することが非常に難しい。図示を省略するが、粗大な炭化物は疲労強度を半減させる場合もある。また、Vが0.35％未満でも衝撃値が低くなる理由は、結晶粒が粗大化するためである。微細なVの炭化物（VC）は結晶粒の成長を抑制するが、その微細なVCはV量が少ないほど減少するためである。ただし、結晶粒の粗大化は、疲労強度にはあまり影響しない。
上記の理由から、本実施形態におけるV量は、質量％で0.03％〜1.00％とした。ダイカストや温熱間鍛造には、JIS SKD61やJIS SKD8あるいはJIS SKH51等が用いられるが、これらと比較してV量の上限値が低いことも本実施形態の特徴である。特に好適なV量は、軟化抵抗と疲労強度が確保され、かつ衝撃値の低下も少ない0.20％〜0.80％となる。
【００３５】
（５）4.963−3.43Y≦Cr≦14.597−5.97Y［％］（但し、Y＝Mn＋0.36（Ni＋Cu）［％］、0.10≦Y≦2.40［％］）  …式（１）。
Cr、Mn、Ni、Cuは焼入性の向上元素として必須構成元素である。適切なCr量は式（１）を満たす量であり、Mn量、Ni量、Cu量によって変化する。焼入性の確保を図る本実施形態においては、これらの元素量を適正化が重要である。
以下、Cr量を式（１）を満たす範囲とした理由について説明する。
【００３６】
まず、「焼入性が良い」とは「ベイナイト変態が抑制される」と同義である。より小さな焼入れ速度でもベイナイト変態が起こらず、マルテンサイトになる（焼きが入る）ためには、オーステナイト相の安定度を高めると同時に、オーステナイト中に固溶した炭素の拡散を抑制する方策が有効である。この理由は、
（ア）オーステナイト相が不安定になるとベイナイト変態が起きやすくなる、
（イ）ベイナイト変態には炭素の拡散を伴う、からである。
オーステナイト相の安定度を高める元素としては、Mn・Ni・Cuが良く知られている。一方、オーステナイト中に固溶した炭素の拡散を抑制する元素としてはCrが良く知られている。このように、Mn・Ni・CuとCrでは、焼入性を高めるメカニズムが異なる。そこで、Mn・Ni・CuとCrの２グループに分けて、焼入性の改善について説明する。
【００３７】
焼入性は、焼入れ材の硬化層深さによって評価が可能である。例えば、水焼入れした丸棒の硬さ分布を調査した時、硬化層が深いほど、つまり丸棒の内部まで硬くなっている鋼材ほど、焼入性が良好と判断できる。また、オーステナイト相の安定化には安価なMnが多用されるため、NiとCuの効果をMnに換算して評価した。具体的には、Mn・Ni・Cuを変化させた鋼材の焼入れ硬化層深さから焼入性の改善効果を定量化し、Mnに換算して表現する実験を行った。
【００３８】
実験に用いた鋼材の化学成分を表１に示す。Mn・Ni・Cuの影響を評価するため、それ以外の成分は共通とした。「・・・」は不純物レベルで0.01％以下であったことを意味する。これら18鋼種からなる直径200mmの丸棒を攪拌水中に投入して急冷し、切断した横断面の硬さ分布を測定し、焼きが入って硬化した領域の深さを「焼入れ深さ」と定義した。表１には、焼入れ深さも併記した。焼入れ深さが大きいほど、焼入性は良好と判断できる。
【００３９】
【表１】
2009242820.tif 000003
【００４０】
表１に基づいて、オーステナイト相の安定化による焼入性の改善効果をMn・Ni・Cuに対して評価した結果を説明する。まず、NiとCuがほとんど入っていない２鋼種を比較する。鋼1と鋼5を比較すると、Mnの1％あたり焼入れ深さは26.5mm大きくなる比率である。Mnの範囲は0.1〜0.3％である。
次に、Mnが約0.1％でMn+Ni+Cuが0.32％以下の鋼種を鋼1と比較することによって、NiとCuの効果を算出する。鋼1と鋼2を比較すると（ともに約0.1％Mn）、Niの0.1％増加で焼入れ深さは0.6mm大きくなっており、これはNiの1％あたりに換算すると6.00mmとなる。すなわち、Ni添加の効果はMnに対して「6.00÷26.5」の0.226倍と算定できる。
更に、鋼1と鋼3を比較すると（ともに0.1％Mn）、Cuの0.11％増加で焼入れ深さが0.7mm大きくなっており、これはCuの1％あたりに換算すると6.36mmとなる。すなわち、Cu添加の効果はMnに対して「6.36÷26.5」の0.240倍と算定できる。
以上より、NiとCuの効果はMnの0.233倍（0.226〜0.240倍）であることがわかった。
最後に、NiとCuの複合添加においてそれぞれの効果が加算できるか確認するため、鋼4の実績を検証する。
鋼4は、鋼1に対してNiとCuがそれぞれ約0.1％添加されている。焼入性が加算されるとすれば、鋼1に対する鋼4の焼入れ深さ増大効果は、 
（0.11＋0.10）×0.233×26.5＝1.30mm
となるといえる。ここで、鋼1の47.4mmに1.30mmを加えると48.70mmとなり、鋼4の48.4mmとほぼ一致する。以上によって、NiとCuの効果がMnの0.233倍であることを確認した、Mnの範囲は0.1〜0.3％である。
【００４１】
引き続き、Mn・Ni・Cu の添加量が多い場合の検証を行う。
まず、NiとCuがほとんど入っていない２鋼種を比較する。鋼5と鋼9を比較すると、Mnの1％あたり焼入れ深さは13.93mm大きくなる比率である。Mnの範囲は0.3〜0.9％である。
次に、Mnが約0.3％でMn+Ni+Cuが0.91％以下の鋼種を鋼5と比較することによって、NiとCuの効果を算出する。鋼5と鋼6を比較すると（ともに約0.3％Mn）、Niの0.3％増加で焼入れ深さは1.7mm大きくなっており、これはNiの1％あたりに換算すると5.67mmとなる。すなわち、Ni添加の効果はMnに対して「5.67÷13.93」の0.407倍と算定できる。
更に、鋼5と鋼6を比較すると（ともに約0.3％Mn）、Cuの0.29％増加で焼入れ深さが1.7mm大きくなっており、これはCuの1％あたりに換算すると5.86mmとなる。すなわち、Cu添加の効果はMnに対して「5.86÷13.93」の0.421倍と算定できる。
以上より、NiとCuの効果はMnの0.414倍（0.407〜0.421倍）であることがわかった。
最後に、NiとCuの複合添加においてそれぞれの効果が加算できるか確認するため、鋼8の実績を検証する。
鋼8は、鋼5に対してNiとCuがそれぞれ約0.3％添加されている。焼入性が加算されるとすれば、鋼5に対する鋼8の焼入れ深さ増大効果は、 
（0.30＋0.31）×0.414×13.93＝3.52mm
となるといえる。ここで、鋼5の52.7mmに3.52mmを加えると56.22mmとなり、鋼8の55.7mmとほぼ一致する。
以上によって、NiとCuの効果がMnの0.414倍であることを確認した、Mnの範囲は0.3〜0.9％である。
【００４２】
引き続き、同様の手法によって、Mnが2.4％までの範囲におけるNiとCu の添加効果を見積もった。
まず、NiとCuがほとんど入っていない２鋼種を比較する。鋼10と鋼14を比較すると、Mnの1％あたり焼入れ深さは15.56mm大きくなる比率である。Mnの範囲は0.27〜0.81％である。
次に、Mnが約0.27％でMn+Ni+Cuが0.84％以下の鋼種を鋼10と比較することによって、NiとCuの効果を算出する。鋼10と鋼11を比較すると（ともに0.27％Mn）、Niの0.26％増加で焼入れ深さは1.5mm大きくなっており、これはNiの1％あたりに換算すると5.77mmとなる。すなわち、Ni添加の効果はMnに対して「5.77÷15.56」の0.371倍と算定できる。
更に、鋼10と鋼12を比較すると（ともに0.27％Mn）、Cuの0.27％増加で焼入れ深さが1.4mm大きくなっており、これはCuの1％あたりに換算すると5.19mmとなる。すなわち、Cu添加の効果はMnに対して「5.19÷15.56」の0.334倍と算定できる。
以上より、NiとCuの効果はMnの0.353倍（0.371〜0.334倍）であることがわかった。
最後に、NiとCuの複合添加においてそれぞれの効果が加算できるか確認するため、鋼13の実績を検証する。
鋼13は、鋼10に対してNiとCuがそれぞれ約0.27％添加されている。焼入性が加算されるとすれば、鋼10に対する鋼13の焼入れ深さ増大効果は、 
（0.27＋0.28）×0.353×15.56＝3.02mm
となるはずである。ここで、鋼10の52.1mmに3.02mmを加えると55.12mmとなり、鋼13の54.8mmとほぼ一致する。
以上によって、NiとCuの効果がMnの0.353倍であることを確認した、Mnの範囲は0.27〜0.81％である。
【００４３】
引き続き、Mn・Ni・Cu の添加量が多い場合の検証を進める。
まず、NiとCuがほとんど入っていない２鋼種を比較する。鋼14と鋼18を比較すると、Mnの1％あたり焼入れ深さは10.06mm大きくなる比率である。Mnの範囲は0.81〜2.41％である。
次に、Mnが約0.8％でMn+Ni+Cuが2.43％以下の鋼種を鋼14と比較することによって、NiとCuの効果を算出する。鋼14と鋼15を比較すると（ともに約0.8％Mn）、Niの0.82％増加で焼入れ深さは3.6mm大きくなっており、これはNiの1％あたりに換算すると4.39mmとなる。すなわち、Ni添加の効果はMnに対して「4.39÷10.06」の0.436倍と算定できる。
更に、鋼14と鋼16を比較すると（ともに約0.8％Mn）、Cuの0.81％増加で焼入れ深さが3.9mm大きくなっており、これはCuの1％あたりに換算すると4.81mmとなる。すなわち、Cu添加の効果はMnに対して「4.81÷10.06」の0.479倍と算定できる。
以上より、NiとCuの効果はMnの0.458倍（0.436〜0.479倍）であることがわかった。最後に、NiとCuの複合添加においてそれぞれの効果が加算できるか確認するため、鋼17の実績を検証する。
鋼17は、鋼14に対してNiとCuがそれぞれ約0.81％添加されている。焼入性が加算されるとすれば、鋼14に対する鋼17の焼入れ深さ増大効果は、 
（0.80＋0.82）×0.458×10.06＝7.46mm
となるといえる。ここで、鋼14の60.5mmに7.46mmを加えると67.96mmとなり、鋼17の67.8mmとほぼ一致する。
以上によって、NiとCuの効果がMnの0.458倍であることを確認した、Mnの範囲は0.8〜2.4％である。
以上をまとめると、NiとCuの効果は0.10〜0.30％Mnの範囲ではMnの0.233倍、0.30〜0.90％Mnの範囲ではMnの0.414倍、0.27〜0.81％Mnの範囲ではMnの0.353倍、0.81〜2.43％Mnの範囲ではMnの0.458倍である。
上記の知見を平均的に考えると、0.1〜2.4％Mnの範囲において、NiとCuの効果はMnの0.36倍と結論付けられる。
【００４４】
ここで、焼入れ深さをMn+Ni+Cuに対して示すと（図８参照）、正の相関は認められるがバラツキが大きく、NiとCuの効果を正確に評価できていないことがわかる、一方、焼入れ深さをMn+0.36（Ni+Cu）に対して示すとバラツキが小さく、非常に明瞭な正の相関が確認できる（図９参照）。すなわち、NiとCuの効果が正確に評価されている。
以上によって、焼入性の向上に対するNiとCuの効果がMnの0.36倍であることの妥当性を確認した。検討に用いた鋼材のMn+0.36（Ni+Cu）は0.10〜2.43であり、実用鋼の範囲ともほぼ合致する。そこで、本実施形態に係る鋼おいては、
Y＝Mn+0.36（Ni+Cu）とし、パラメータYの範囲を0.10〜2.40とした。
【００４５】
このようにして求めたパラメータを使って、焼入性の良い鋼の成分系を検討した。表２は評価に用いた鋼材の成分を示す。表示していない元素は0.01％以下であった。ダイカスト金型に用いられる鋼のC量は0.3〜0.5％、Si量は0.3〜1.2％、Mo量は0.8〜1.5％、V量は0.3〜1.2％であることが多いため、これに準じて、C量は0.40％程度、Si量は0.60％程度、Mo量は1.2％程度、V量は0.6％程度、で統一した。ダイカスト金型に用いられる鋼を参考に、パラメータY＝0.1〜1.4％、Cr＝0.3〜5.3％とした。
【００４６】
これら25鋼種に対してCCT（連続冷却変態）線図を作成し、臨界冷却速度を調査した結果を図１０に示す。臨界冷却速度が60℃/min以下の鋼は「○（合格）」、臨界冷却速度が60℃/minを超える鋼は「×（不合格）」とした。CrとパラメータYの増加によって焼入性は向上し、臨界冷却速度が60℃/min以下となる領域は、式（１Ａ）によって近似できることが分った。
Cr≧4.963−3.43Y［％］  …式（１Ａ）
【００４７】
【表２】
2009242820.tif 000004
【００４８】
引き続き、熱伝導率が28W/m/K以上となる範囲を検討した。ここで、熱伝導率は、一般的に合金元素の添加量が増えるほど低下するという成分との相関がある。従って、Cr、Mn、Ni、Cuが多く含有されるほど熱伝導率は低下する傾向にある。そこで、焼入性の場合と同様に、CrとパラメータYを用いて熱伝導率を評価した。
表３は調査に用いた鋼材の成分を示す。表示していない元素は0.01％以下であった。ダイカスト金型に用いられる鋼のC量は0.3〜0.5％、Mo量は0.8〜1.5％、V量は0.3〜1.2％であることが多いため、これに準じて、C量は0.40％程度、Mo量は1.2％程度、V量は0.6％程度で統一した。一方で、Si量は0.2％以下とした。この理由は、先述の通り、熱伝導率を優先する場合には低Si化が有効であることによる。また、パラメータY＝0.1〜2.4％、Cr＝0.29〜14.5％の範囲とした。
【００４９】
【表３】
2009242820.tif 000005
【００５０】
図１１は、これら25鋼種の熱伝導率を調査した結果である。実際に金型として使われる状況を想定し、焼入れ焼戻しによって試験片を43〜46HRCに調質した。熱伝導率の測定にはレーザーフラッシュ法を用い、測定温度は25℃とした。図中、熱伝導率が28W/m/K以上の鋼は「○（合格）」、そうでない鋼は「×（不合格）」とした。
CrとパラメータYの増加によって熱伝導率の低下する傾向が顕著であり、評価方法の妥当性を確認できた。そして、熱伝導率が28W/m/K以上となる領域は、式（１Ｂ）によって近似できることが分った。
Cr≦14.597−5.97Y［％］  …式（１Ｂ）
【００５１】
ここで、Mnの好適な範囲を示せば、0.2〜1.8％である。Mn量が0.2％未満であれば、NiやCuやCrといった高価な希少元素を多量に添加して焼入性を確保しなければならず、素材のコストが大幅に上昇する。素材費と焼入性の観点からは、安価なMnを積極利用することが望ましい。一方、Mnが1.8％を超えると、焼鈍性に悪影響の出る場合がある。焼鈍とは、オーステナイト相と残留炭化物の混合組織をゆっくりと冷却し、その過程で炭化物を肥大化させると同時に母相をフェライト相に変態させ、冷却後の組織を軟質化する処理である。素材が軟質でないと、金型の形状を付与する切削加工が非常に困難となる。焼鈍によって、ある範囲内の硬さまで軟質化する鋼が「焼鈍性が良い」と称され、切削加工の観点から好まれる。ここで、焼鈍性は焼入性と背反するため、Mnのような焼入性向上元素を積極添加すると、焼鈍性は劣化することが多い。以上の理由から、Mnの上限は1.8％とした。もちろん、焼鈍性が問題とならないのであれば、パラメータYの上限である2.4％までMn量を高めてもよい。
【００５２】
Niの好適な範囲は、素材コストを重視するなら0.3％以下、鋼材の延性を重視するなら0.3〜1.2％である。焼戻し条件を変化させて硬さを調整した鋼材の延性は、通常、硬さの低下に対して単調増加である。ところが、特定成分系の鋼材では、硬さに対して延性が極小値を示すことがある。鋼材の疲労強度は延性と正の相関を示す場合もあるため、延性の低下は避けることが望ましい。延性低下の回避には、Niの適量添加（0.3〜1.2％）が有効である。添加量が1.2％を超えると、延性確保の効果が飽和傾向を示し実益に乏しい。尚、焼入性向上の観点からも0.3〜1.2％が好ましいが、先述の通り、このような目的には安価なMnを積極利用すべきである。
【００５３】
Cuの好適な範囲は、素材コストと熱間加工性を重視するなら0.3％以下、鋼材の硬化特性と変寸特性を重視するなら0.3〜1.0％である。素材コストに関してはNiと同様である。Cuは高温加熱時にオーステナイト結晶粒界に濃化する性質がある。また、Cuは融点が約1080℃と低い。このため、1100℃以上のオーステナイト域で鍛造や圧延等の熱間加工を施すと、Cu含有鋼は溶融状態にあるオーステナイト粒界から割れやすい。熱間加工を1050℃以下に下げると、Cuの粒界濃化に起因する割れは改善されるが、素材の変形抵抗が増すため成形が困難となり、加工工程が長時間化して生産効率は低下する（素材コスト増加）。
一方、Cuは焼戻し時に析出して鋼材を高強度化する。このため、所定の硬度を得る場合、Cu含有鋼はCu非含有鋼よりもC量を減らせる。結果として、炭化物が減るため焼鈍材の硬さが低下し、被削性が改善される。また、焼戻しを受けたCu非含有鋼の金型は、残留オーステナイトの分解や炭化物の析出によって硬さを確保する反面、その際の組織変化によって寸法が変化する。このため、最悪の場合には、金型の最終形状を確保できなくなる場合がある。焼戻しても寸法が変わりにくいCu含有鋼では、このような問題が起こりにくい。従って、焼鈍材の被削性・焼戻し硬さ・金型寸法の観点からはCu添加が有効であり、Cu量の好ましい範囲は、0.3〜1.0％である。添加量が1.0％を超えると、上記の効果が飽和傾向を示し実益に乏しい。尚、焼入性向上の観点からも0.3〜1.0％が好ましいが、先述の通り、このような目的には安価なMnを積極利用すべきである。
【００５４】
以上の調査結果から、本実施形態においては、焼入性と熱伝導率のバランスに優れた成分範囲は、
4.963−3.43Y≦Cr≦14.597−5.97Y［％］（但し、Y＝0.10〜2.40［％］、Y＝Mn+0.36（Ni+Cu）［％］）  …式（１）
を満たす範囲とした。
【００５５】
本実施形態に係る鋼と従来鋼と比較すれば図１２に示す通りである。本実施形態に係る鋼は、従来鋼のいずれとも完全には重なっておらず、焼入性と熱伝導率のバランスに優れた領域を選択していることが確認できる。また、高Si側を選択すれば、被削性も確保できる。
図１２に示した本実施形態に係る鋼の成分範囲は、Si量の上下限に差があるが、JIS SNCM439やJIS SNCM630とは比較的に近い。
しかしながら、本実施形態に係る鋼は、JIS SNCM439やJIS SNCM630と軟化抵抗が大きく異なる。JIS SNCM439よりもJIS SNCM630は軟化抵抗が高く、これは0.5％のMoを含有することによる。一方で、JIS SNCM630はVを含有していない。このため、JIS SNCM630は、本実施形態に係る鋼とMo量が同一（0.5％）であっても、Vを含有する本実施形態に係る鋼より軟化抵抗が劣る。
また、Mo量が0.3％であっても本実施形態に係る鋼は、Vを含有するため、JIS SNCM630より軟化抵抗に優れる。
以上のように、本実施形態に係る鋼は、焼入性・熱伝導率・軟化抵抗のバランスに優れる。また、高Si側を選択すれば、被削性も確保できる。
【００５６】
（６）W：0.01〜4.00％。
選択添加元素としてのWは、炭化物を形成し分散強化によって鋼を高強度化する。MoやVと同様に、凝集しにくい炭化物を形成するため、軟化抵抗を高める効果も大きい。ただし、過度の添加は特性の飽和と素材コストの上昇を招き、実益に乏しい。軟化抵抗と製造コストのバランスから、本実施形態におけるW量は、質量％で0.01％〜4.00％とした。
【００５７】
（７）Co：0.01〜2.00％。
選択添加元素としてのCoは地鉄中に固溶し、高温強度を高める。一方、過度の添加では高温強度の飽和と生産コストの増大を招くのみである。高温強度と製造コストのバランスから、本実施形態におけるCo量は、質量％で0.01％〜2.00％とした。
【００５８】
（８）Nb：0.002〜0.500％、
Ta：0.002〜0.500％、
Ti：0.002〜0.500％、及び、
Zr：0.002〜0.500％からなる群から選ばれる1種又は2種以上。
選択添加元素としてのNbは、NbCやNbN等を形成して、焼入れ時におけるオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する。ただし、過度の添加は特性の飽和と素材コストの増大を招く。また、比較的に粗大に晶出したNbCやNbNは、本実施形態に係る鋼が金型となった場合の疲労強度や衝撃値を低下させる。結晶粒の粗大化を防止する効果、製造コスト、疲労強度や衝撃値のバランスから、本発明におけるNb量は、質量％で0.002％〜0.500％とした。
選択添加元素としてのTaは、Nbと同様の効果を有する。Nbの場合と同様の理由から、本発明におけるTa量は、質量％で0.002％〜0.500％とした。
選択添加元素としてのTiは、Nbと同様の効果を有する。Nbの場合と同様の理由から、本発明におけるTi量は、質量％で0.002％〜0.500％とした。
選択添加元素としてのZrは、Nbと同様の効果を有する。Nbの場合と同様の理由から、本発明におけるZr量は、質量％で0.002％〜0.500％とした。
【００５９】
（９）Al：0.005〜1.500％、及び、
N：0.005〜0.300％からなる群から選ばれる1種又は2種以上。
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。ただし、過度の添加は特性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すことになり、本実施形態に係る鋼が工具や金型となった場合の衝撃値を大きく低下させる。結晶粒の粗大化を防止する効果と衝撃値のバランスから、本実施形態においては、質量％で0.005％〜1.500％とした。好ましい範囲は、0.010％〜0.800％である。
N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。また、母相中に固溶して鋼の強度を高める。結晶粒径と強度の観点からは、Nは多いほうが望ましい。ただし、著しい高窒素化には特殊な溶解工程が要求され、素材コストを高める。更に、過度の添加は特性の飽和を招くのみで実益に乏しい。結晶粒の粗大化を防止する効果と製造コストのバランスから、本実施形態においては、質量％で0.005％〜0.300％とした。好ましい範囲は、0.010％〜0.200％である。
【００６０】
（10）B：0.0002〜0.0200％。
選択添加元素としてのBは、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、鋼の焼入性を著しく高める。ただし、過度の添加は特性の飽和を招き実益に乏しい。実用において十分な焼入性向上効果が得られる範囲として、本実施形態においては、質量％で0.0002％〜0.0200％とした。
【００６１】
（11）S：0.005〜2.000％、
Ca：0.0005〜0.5000％、
Se：0.005〜0.500％、
Te：0.005〜0.500％、
Bi：0.005〜0.500％、及び、
Pb：0.005〜0.500％からなる群から選ばれる1種又は2種以上。
選択添加元素としてのSは、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、過度の添加は特性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、本実施形態に係る鋼が工具や金型となった場合の衝撃値を大きく低下させる。被削性を向上させる効果・製造コスト・材質等のバランスから、本実施形態においては、質量％で0.005〜2.000％とした。
選択添加元素としてのCaは被削性を向上させる元素である。また、鋼中の非金属介在物の形態を変化させて鋼の熱間加工性を向上させる元素でもある。ただし、過度の添加は特性の飽和と製造コストの増大を招く。被削性や熱間加工性を向上させる効果・製造コスト・材質等のバランスから、本実施形態においては、質量％で0.0005％〜0.5000％とした。
選択添加元素としてのSeは被削性を向上させる元素である。ただし、過度の添加は多量のSe化合物を生じさせることになり、鋼の熱間加工性や衝撃値を低下させる。被削性を向上させる効果・製造コスト・材質等のバランスから、本実施形態においては、質量％で0.005％〜0.500％とした。
選択添加元素としてのTeは被削性を向上させる元素である。ただし、過度の添加は多量のTe化合物を生じさせることになり、鋼の熱間加工性や衝撃値を低下させる。被削性を向上させる効果・製造コスト・材質等のバランスから、本実施形態においては、質量％で0.005％〜0.500％とした。
選択添加元素としてのBiは被削性を向上させる元素である。ただし、過度の添加は鋼中に分散するBi粒子を増すことになり、鋼の熱間加工性や衝撃値を低下させる。被削性を向上させる効果・製造コスト・材質等のバランスから、本実施形態においては、質量％で0.005％〜0.500％とした。
選択添加元素としてのPbは被削性を向上させる元素である。ただし、過度の添加は鋼中に分散するPb粒子を増すことになり、鋼の熱間加工性や衝撃値を低下させる。被削性を向上させる効果・製造コスト・材質等のバランスから、本実施形態においては、質量％で0.005％〜0.500％とした。
【実施例】
【００６２】
発明鋼及び比較鋼を作製するとともに、これを用いてダイカストの実生産を行い、焼入性・熱伝導率・金型寿命（機械疲労・熱疲労）について評価したのでこれについて説明する。
（鋼の成分組成）
評価に用いた鋼材の化学成分を表４〜表７に示す。表４及び表５は、発明鋼についてのものであり、表４の続きが表５である。表６及び表７は、比較鋼についてのものであり、表６の続きが表７である。尚、比較例13はJIS SKD61、比較例14はJIS SKD4、比較例15はJIS SKD7、比較例16はJIS SCM440である。また、表中の「・・・」は、積極的には添加しておらず、不純物レベルであったことを示す。
【００６３】
【表４】
2009242820.tif 000006
【００６４】
【表５】
2009242820.tif 000007
【００６５】
【表６】
2009242820.tif 000008
【００６６】
【表７】
2009242820.tif 000009
【００６７】
発明鋼1〜3は、Cの影響を評価するための水準である。発明鋼11〜13は、発明鋼2と併せてSiの影響を評価するための水準である。発明鋼21〜29及び発明鋼2A〜2Dは、発明鋼2と併せてパラメータY（Mn,Ni,Cu）の影響を評価するための水準である。発明鋼31と32は、発明鋼2と併せてCrの影響を評価するための水準である。発明鋼41〜44は、発明鋼2と併せてMoの影響を評価するための水準である。発明鋼51と52は、発明鋼2と併せてVの影響を評価するための水準である。
更に、発明鋼61〜63は、発明鋼2と併せてWの影響を評価するための水準である。発明鋼71〜73は、発明鋼2と併せてCoの影響を評価するための水準である。発明鋼81〜86は、発明鋼2と併せてNb等の影響を評価するための水準である。発明鋼91〜93は、発明鋼2と併せてAlとNの影響を評価するための水準である。発明鋼A1〜A3は、発明鋼2と併せてBの影響を評価するための水準である。発明鋼B1〜B6は、発明鋼2と併せてSやBiの影響を評価するための水準である。
一方、比較鋼1〜12は、発明鋼の規格に対して特定元素の量が過多と過少になっている。また、比較鋼13〜15は、ダイカストに使われる汎用のJIS鋼である。比較鋼16はJIS SCM440である。
【００６８】
（素材コスト）
これらの67鋼種に対して合金元素のコストを算出し、JIS SKD61と同等かそれ以下であれば合格（○）、そうでなければ不合格（×）と素材コストを評価した。表８に評価結果を示す。
【００６９】
（焼入性−臨界冷却速度）
表４〜表７の67鋼種をそれぞれ3.6tonのインゴットに鋳込み、1250〜1300℃での均質化熱処理後に熱間鍛造と熱間圧延を施し、直径82mmの丸棒とした。引き続き、700℃×24Hrの焼鈍しによって丸棒を軟化させた。
この丸棒の中心部から試験片を切出し、1030℃における60minの均熱後に様々な速度で冷却して相変態挙動を調査し、臨界冷却速度を評価した。臨界冷却速度の意味は、上記の通りである。臨界冷却速度が60℃/min以下であれば合格（○）、そうでなければ不合格（×）とし、金型として使える焼入性の有無を評価した。表８に評価結果を示す。
【００７０】
（金型として使える強度の有無）
また、焼入れた上記の試験片を550℃×2Hrの条件で焼戻した後、室温における硬さを測定し、43HRC以上であれば合格（○）、そうでなければ不合格（×）とし、金型として使える強度を有するか否かを評価した。表８に評価結果を示す。
【００７１】
（熱伝導率）
更に、丸棒の中心部から切出した試験片を、1030℃における60minの均熱後に100℃/minで焼入れた後、焼戻しによって40〜43HRCに調質した状態の20℃における熱伝導率が28W/m/K以上であれば合格（○）、そうでなければ不合格（×）と熱伝導率を評価した。表８に評価結果を示す。
【００７２】
【表８】
2009242820.tif 000010
【００７３】
（考察−鋼）
発明鋼は全項目で「○」となっており、基礎特性上、全く問題の無い健全な材料であることがわかった。
但し、発明鋼2（0.61V）と発明鋼51（0.12V）と発明鋼52（0.93V）を比較した場合、組織の観点において、発明鋼2（0.61V）の優位性が確認できた。Vの多い発明鋼52は、発明鋼の02と51に対して大きめの炭化物（主成分はVとC）が散見された。インゴットが3.6tonと大きいため、凝固速度が小さくなったことが原因と考えられる。炭化物は疲労強度に影響を及ぼすほど大きくはなく、実用上の問題は無いが、インゴットが更に大きな場合には注意が必要である。また、Vの少ない発明鋼51は、発明鋼の02と52に対してオーステナイト結晶粒径が大きめの傾向であった。結晶粒界の移動を抑制する微細なVCの少ないことが原因と考えられる。但し、衝撃値を激減させるほど結晶粒径は大きくなく、また混粒組織でないことから、実用上の問題は無い。
一方、比較鋼は少なくとも１項目に「×」があり、何らかの課題を抱えていることがわかる。
以上から、鋼材の基礎性能を確認した。
【００７４】
次に、実型検証を行ったのでこれについて説明する。
（丸棒から金型の作製）
直径82mmの丸棒から、直径80mmで長さが110mmの金型を作製した。ただし、表４〜表７において、素材コストや硬さに問題のあった鋼材は、実用化の可能性が低いとして除外した。具体的には、43HRCが得られない比較鋼1、素材コストが高い比較鋼3・比較鋼5・比較鋼10・比較鋼14、臨界冷却速度が60℃/min以上のため金型に焼きが入らない比較鋼7・比較鋼15〜16の8鋼種を除外した。
【００７５】
直径80mmで長さ110mmの金型を、1030℃における60minの均熱後に焼入れた。焼入れ方法は、強制対流を与えた150℃の油中へ浸漬させるというものである。焼入れ後は、焼き戻しによって43HRCへ調質した。
【００７６】
（金型を用いた鋳造）
これらの金型を、ダイカスト型の中でも熱疲労が発生しやすい湯口付近に組み入れた。湯口は、溶湯がキャビティ内へ流入する入口を意味し、高温の溶湯と長時間接触するため、金型の温度上昇が顕しく、従って熱疲労も顕著になる。
鋳造条件は、湯材がADC12で、湯温（溶解保持炉内）は680℃、１サイクルの時間は約60秒である。10000ショットの鋳造後、入子に大きな割れが発見されなければ合格（○）、そうでなければ不合格（×）として熱疲労特性を判定した。
そして、10000ショットの鋳造後に入子の表面付近を切出し、硬さを調査し、軟化抵抗の優劣を判定した。
表９に鋳造試験の結果を示す。
【００７７】
【表９】
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【００７８】
（考察−実型検証）
表９に示す鋳造試験の結果によれば、比較鋼2と比較鋼12を除く全ての金型が、10000ショットの鋳造を終えることができた。そして、発明鋼は、熱疲労による亀裂が軽微であった。この理由は、熱伝導率が高いため、発生する熱応力が低かったことに起因する。また、発明鋼は、軟化抵抗が高く、硬さの低下（ヘタリ）もほとんど認められなかったことから、耐力の維持（図２参照）によっても熱疲労が軽減されたと判断できる。10000ショットの鋳造による損傷は軽微で、更に使用が可能と判断された。
【００７９】
一方、比較鋼については、いずれも熱疲労による亀裂が顕著であり、これ以上の使用は不可能と判定された。損傷が激しい理由は、熱伝導率が低いため、発生する熱応力が高かったことに起因する。また、比較鋼9・比較鋼11・比較鋼13は、硬さの低下（ヘタリ）も大きいことから、耐力の低下（図２参照）によっても熱疲労が助長されたと判断できる。
【００８０】
以上より、
（ａ）臨界冷却速度60℃/min以下、
（ｂ）熱伝導率が28W/m/K以上、
（ｃ）Mo量が0.3％以上、かつ、V量が0.03％以上、という基礎特性を満たす鋼の適用によって金型の熱疲労を軽減できることが確認できた。
【００８１】
尚、当初、10000ショットの鋳造を予定していたが、比較鋼2と比較鋼12の金型には2000ショット程度で大きな割れを生じ、試験を中止した。割れの起点にはVを主体とする粗大な炭化物が確認された。このように極めて短い金型寿命となった原因は、粗大な炭化物が機械疲労亀裂の発生起点になったためである。
比較鋼2と比較鋼12の特徴は、CやVが発明鋼の上限を超えていることであり、このためVを主体とする粗大な炭化物が多く生成した。機械疲労特性の観点から、発明鋼ではCとVの上限を定めているが、その妥当性が確認できた。先述の通り、発明鋼52にも大きめの炭化物は散見されたが、比較鋼12ほど大きくなかった。このため、発明鋼52は機械疲労の問題を起こさなかったといえる。
【００８２】
以上本発明の一実施形態について説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではない。本発明は、その趣旨を逸脱しない範囲で種々の改変や応用が可能である。
【産業上の利用可能性】
【００８３】
本発明に係る鋼、金型用鋼及びこれを用いた金型は、プラスチックやゴムの射出成形、ダイカスト、熱間鍛造等の金型や成型用部材に適用が可能である。特に、表面温度の振幅が大きな条件で使われる金型や成型用部材への適用が可能である。本発明に係る鋼、金型用鋼及びこれを用いた金型は、高衝撃値化・熱応力低減・高軟化抵抗化が図られており、金型や成型用部材を使用又は製造する製造業において、原価低減・省資源・環境負荷軽減を実現でき、産業上極めて有益である。
【図面の簡単な説明】
【００８４】
【図１】JIS SKD61のCCT線図である。
【図２】軟化抵抗と熱疲労の相関を示すグラフである。
【図３】JIS SKD61の衝撃値の焼入れ速度依存性を示すグラフである。
【図４】金型のサイズと焼入れ速度の相関を示すグラフである。
【図５】熱伝導率と熱応力の相関を示すグラフである。
【図６】Mo量と軟化抵抗の相関を示すグラフである。
【図７】V量と衝撃値の相関を示すグラフである。
【図８】焼入れ深さと元素（Mn＋Ni＋Cu）量との関係を示すグラフである。
【図９】焼入れ深さと元素（Mn＋0.36（Ni＋Cu））量との関係を示すグラフである。
【図１０】臨界冷速が60℃/minとなる境界を示す、Cr量と元素（Mn＋0.36（Ni＋Cu））量との関係を示すグラフである。
【図１１】熱伝導率が28W/m/Kとなる境界を示す、Cr量と元素（Mn＋0.36（Ni＋Cu））量との関係を示すグラフである。
【図１２】発明鋼とJIS鋼の成分範囲（元素（Mn＋0.36（Ni＋Cu））量に対するCr量及びSi量）を比較して示したグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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