(57)【要約】【課題】焼入性の向上と焼鈍性の確保が可能な鋼、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、Si：0.02〜2.50％、Mo：0.20〜4.00％、及び、C：0.15〜0.55％を含有し、更に、  質量％で、次式（１）〜次式（２）を満たすC，V，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。  0.729−1.01C≦V≦1.718−1.65C［％］  …式（１）、  7.382−2.79X≦Cr≦10.395−3.69X［％］（但し、X＝Mn＋0.38（Ni＋Cu）［％］、0.30≦X≦2.10［％］）…式（２）。【選択図】図１６
2009242819.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Si：0.02〜2.50％、
Mo：0.20〜4.00％、及び、
C：0.15〜0.55％を含有し、更に、
質量％で、次式（１）〜次式（２）を満たすC，V，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。
0.729−1.01C≦V≦1.718−1.65C［％］  …式（１）、
7.382−2.79X≦Cr≦10.395−3.69X［％］（但し、X＝Mn＋0.38（Ni＋Cu）［％］、0.30≦X≦2.10［％］）…式（２）。
【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型用部材に用いられる鋼の焼入性の向上と焼鈍性の確保を図る技術に関する。
【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、金型や成型用部材は、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（以下、これらを単に「金型」ともいう）が挙げられる。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、
（１）型寿命延長、
（２）仕上げ加工工数の削減、及び、
（３）被削性の確保が挙げられ、
これらの具体的手法として、
（ａ）鋼材の高衝撃値化、
（ｂ）焼鈍材の軟質化、及び、
（ｃ）焼入れ時の反り軽減が挙げられる（表１参照）。
【０００５】
上記（１）の型寿命延長により、原価低減・省資源・環境負荷軽減が可能であるが、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。また、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、希少元素の使用量が減るからである。更に、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。
そして、型寿命延長には、上記（ａ）の鋼材の高衝撃値化が有効である（表１参照）。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。ちなみに、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。
【０００６】
上記（２）の被削性の確保により、原価低減が可能なのは、被削性を確保すれば、粗加工（金型としての概形が付与される焼入れ前の切削加工）が容易となり、生産効率が向上し、高価な切削工具の交換が少なくなるため、金型の製造コストや製品コストが下がるためである。そして、被削性の確保には、上記（ｂ）の焼鈍材の軟質化が有効である（表１参照）。多くの場合、粗加工を受ける鋼材は、焼鈍状態（すなわち、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（焼鈍）した状態）だからである。焼鈍後の硬さは被削性と密接な関係があり、やわらかいほど被削性は高くなる傾向がある。従って、被削性の観点からは、焼鈍後は軟質となる鋼材が望まれる。
【０００７】
上記（３）の仕上げ加工工数の削減により、原価低減が可能なのは、仕上げ加工工数（金型としての最終形状を付与する焼入れ後の切削加工）が少なくて済めば、それだけコスト削減となるからである。そして、仕上げ加工工数の削減には、上記（ｃ）の焼入れ時の反り軽減が有効である（表１参照）。仕上げ加工は、焼入れ後の切削加工であるから、焼入れによって生じる「反り」を小さくできれば、仕上げ加工シロも小さくでき、仕上げ加工工数の削減によるコスト減が達成されるからである。ちなみに、図１に示すように、反りが大きくなると、仕上げ加工シロ（余肉）が小さい場合、焼入れ肌を完全に除去できなくなり、ダイカスト品の鋳肌を荒らすため、焼入れ肌の残った金型はダイカストに使えない。そこで、反りが大きくなりそうな金型では、仕上げ加工シロを充分に大きくしておく必要があるが、仕上げ加工工数の増加によるコスト増を招く。同図では、単純形状のプレートを例示したが、複雑形状の金型では部位によって反る方向が異なるため、最終形状の確保は更に難しい。
【０００８】
【表１】
2009242819.tif 000003
【０００９】
そして、上記（ａ）の鋼材の高衝撃値化には、「急速な焼入れ（焼入とは、高温のオーステナイト相を室温まで冷却する過程で、マルテンサイトを主体とした組織に相変態させる処理をいう）」が有効である。「急速な焼入れ」により、低温で相変態させることができ、焼入れ材は低温で相変態した組織ほどこれが微細となり、微細な組織ほど衝撃値が高くなるからである。
一方、上記（ｃ）の焼入れ時の反り軽減には、「ゆっくりとした焼入れ」が有効である。「ゆっくりとした焼入れ」により、金型の表面と内部の温度差を小さくでき、焼入れ時に発生する応力も小さくなる結果、反りが小さくなるからである。通常、金型の焼入れに使う冷媒は100℃程度の油であるが、これを室温の空気にすることで、焼入れ速度を小さくでき、「ゆっくりとした焼入れ」になる。
従って、「鋼材の高衝撃値化」と「焼入れ時の反り軽減」を図るための具体的手法は、各々、「急速な焼入れ」と「ゆっくりとした焼入れ」であるため、背反し、同時に採用することができない。
【００１０】
【特許文献１】特開２００６−１０４５１９
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
近年、ダイカストをはじめとする金型業界においては、金型の「大型化対応」に起因するコスト低減を目的とした「部品数の削減」や「工程の簡略化」が加速しており、その結果、個々の部品は一体化・大型化する傾向にあり、従って、金型もまた大型化している。金型が大きいほど、その表面・内部の温度差をできるだけ少なくして焼入れしようとすると、焼入れ時の冷却速度が遅くなり、ゆっくりとした焼入れとなる。その結果、鋼材は高温で相変態することになり、組織が粗大となり、鋼材の衝撃値が小さくなる。従って、大断面金型は、特に、寿命が短くなりやすいという問題があり、大断面金型であっても、高衝撃値化による型寿命延長が可能な鋼材が産業界から要望されている。
【００１２】
しかしながら、大断面金型の場合、急速な焼入れによって高衝撃値化を図ろうとすると、焼入れ時の反りが大きくなる。金型サイズが大きくなるほど作用する応力が大きくなるため、焼入れ後の反りも大きくなるからである。従って、大断面金型では、仕上げ加工シロを大きくせざるを得ず（図１参照）、仕上げ加工工数の増加によるコスト増が問題となりやすい。従って、大断面金型は、特に、反りが大きくなりやすいという問題があり、大断面金型であっても、焼入れ後の反り軽減による仕上げ加工工数の削減が可能な鋼材が産業界から要望されている。
【００１３】
そこで、焼入れ時の反りを軽減しつつ、鋼材の高衝撃値化を図るための具体的手法として「焼入性の向上」を図ることが挙げられる（表１参照）。焼入性が良ければ、ゆっくりとした焼入れをおこなっても、微細なマルテンサイト組織が得られて衝撃値が高くなるからである。
そして、「焼入性の向上」を図るには、鋼材成分をより適正化することが有効であり、Cr・Mn・Ni・Cuを積極添加すればよいといえる。
【００１４】
また、上記（ｂ）の焼鈍材の軟質化には、「焼鈍性の確保」、すなわち、工業的な条件の焼鈍で十分に軟質化する（球状化焼鈍し状態となる）ことが必要である。しかしながら、上記のCr・Mn・Ni・Cuは、積極添加することにより焼入性を向上させても、焼鈍性を劣化させる。
従って、「焼入性の向上」と「焼鈍性の確保」とを両立させることは困難であり、特許文献１に開示された鋼をはじめとして、これらを両立させた鋼は、従来知られていない。特に、金型の「大型化対応」に適応する大断面金型において、「焼入性の向上」と「焼鈍性の確保」を図ることが産業界で要求されている。
【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、焼入性の向上と焼鈍性の確保が可能な鋼、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、金型の長寿命化を図り、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】
本発明に係る鋼は、必須構成元素として、
質量％で、
（１）Si：0.02〜2.50％、
（２）Mo：0.20〜4.00％、及び、
（３）C：0.15〜0.55％を含有し、更に、
質量％で、次式（１）〜次式（２）を満たすC，V，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。
（４）0.729−1.01C≦V≦1.718−1.65C［％］  …式（１）、
（５）1.382−2.79X≦Cr≦10.395−3.69X［％］（但し、X＝Mn＋0.38（Ni＋Cu）［％］、0.30≦X≦2.10［％］）…式（２）。
【００１７】
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。
【００１８】
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】
【００１９】
本発明に係る鋼は、質量％で、Si：0.02〜2.50％、Mo：0.20〜4.00％、及び、C：0.15〜0.55％を含有し、更に、質量％で、式（１）〜式（２）を満たすC，V，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、焼入性の向上と焼鈍性の確保が可能であるという効果がある。
【００２０】
特に、式（１）を満たすため、粗大なVCを低減させて微細なVCを増加させることができ、高衝撃値化が可能であるという効果がある。
【００２１】
また、式（２）を満たすため、焼入性の向上と焼鈍性の確保が可能であるという効果がある。通常は、焼入れ性の向上によって焼鈍性が悪くなるため、高い焼入れ性を持つ鋼材の焼鈍状態は硬くなる。このため被削性が劣化し、金型に加工するための生産性は低くなる。しかしながら、本発明に係る鋼は、上記構成を備えたため、焼入れ性と球状化焼鈍性という背反する要因をバランスさせることができ、焼入性を向上させたにもかかわらず、従来鋼と同等の焼鈍性を確保しているため、焼鈍状態の硬さも従来鋼レベルとなり、金型に加工するための生産性も下がらない。
【００２２】
従って、本発明に係る鋼を金型に適用すれば、高靭化による寿命延長、低歪化による加工工数の削減が達成できる。この結果、原価低減・省資源・環境負荷軽減が実現されるという効果がある。
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。
更に、本発明に係る金型は、本発明に係る金型用鋼からなるものであるから、これと同様の効果がある。
更にまた、本発明に係る金型は、
（１）大断面で重量が大きい金型（厚さで言えば150ｍｍ以上、重量では100kg以上）の場合や、
（２）冷却能の低い設備で焼入れた金型の場合であっても、
高い衝撃値と十分に長い金型寿命を備える。本発明に係る金型用鋼が高い焼入れ性を備えるため、ゆっくりとした焼入れ速度であってもマルテンサイトが主体の微細な組織が得られるからである。
また、本発明に係る金型は、焼入れにおいては従来鋼ほどの急冷を要しないため、金型の歪が軽減され、仕上げ加工工数の削減による原価低減や単納期化が達成されるという効果がある。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２３】
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。
（１）Si：0.02〜2.50％。
Siは鋼中で炭化物を形成せず、母相中に固溶する必須構成元素である。Siは鋼の被削性を大きく向上させるため、機械加工コスト低減の観点からは含有量は多いほうが望ましい。一方、過度に添加すれば、熱間加工時に割れやすくなる。被削性と熱間加工性のバランスから、Si量は、質量％で0.02〜2.50％とした。特に好適なSi量の範囲は、被削性が確保され、かつ熱間加工時にも割れにくい、0.20〜1.50％である。
【００２４】
（２）Mo：0.20〜4.00％。
Moは焼入れ性を向上させるだけでなく、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、過度の添加は衝撃値を低下させる。軟化抵抗と衝撃値のバランスから、Mo量は、質量％で0.20〜4.00％とした。特に好適なMo量は、軟化抵抗が高く、かつ衝撃値の低下も少ない0.40〜3.50％である。
【００２５】
（３）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。ダイカスト・低圧鋳造・熱間鍛造・射出成形などに用いられる型材としての特性を確保するため、C量は、質量％で0.15〜0.55％とした。
【００２６】
（４）0.729−1.01C≦V≦1.718−1.65C［％］  …式（１）。
Vもまた必須構成元素であるが、適切なV量は式（１）を満たす量であり、C量によって変化する。以下、V量を式（１）を満たす範囲とした理由について説明する。
ゆっくりとした焼入れ速度の場合にも高い衝撃値が得られる鋼を提供するために、考慮すべき衝撃値への影響因子として、
（１）粗大な介在物の量（金型用鋼では、VとCを主体とする炭化物である場合が多い）、
（２）結晶粒径（焼入れ時、1020〜1040℃に加熱した時のオーステナイト結晶粒の大きさ）、及び、
（３）焼入れ速度、
の３項目がある。
そして、衝撃値を高くするには、（１）が少なく、（２）が小さく、（３）が速いほうがよい。本発明の狙いは、（３）が遅くても高い衝撃値を得ることであるが、（１）と（２）が適正化されていなければ、高い衝撃値は期待できない。そこで、（３）への対応に先立って、（１）と（２）の適正化について説明する。
【００２７】
通常、鋼と介在物の境界面には結晶構造の連続性が無いため、外力が作用すると初期亀裂を生じやすい。粗大な（真円換算時の直径≧10μｍ）介在物が介在物として存在すると衝撃値が低下する理由は、母材となる鋼との境界面に大きな（長さ≧10μｍ）初期亀裂が簡単に発生し、それが長い亀裂へと成長し、鋼材内を伝播するためである（図２参照）。従って、粗大な介在物は皆無であることが望ましい。金型用鋼で問題となる粗大な介在物は、VとCを主体とする炭化物である場合が多い。以下では、介在物をVC（バナジウムカーバイド）と表記して説明する。
【００２８】
介在物となる粗大なVCは、鋳造時（鋼が凝固するとき）に析出する。その析出量が多くない場合は、均質化熱処理の工程で固溶し、無害化される。しかし、あまりに数が多く、またサイズも大きい場合には、均質化熱処理による完全固溶は難しく、かなりの割合で残存する。これが、破壊の起点となって衝撃値を低下させる。
鋳造時に析出するVCは、V量が多いほど、数が多くサイズは大きくなる。従って、介在物の観点からは、V量は少ないほうが望ましい。
【００２９】
また、焼入れ時のオーステナイト結晶粒径が大きいほど衝撃値が低下する理由は、大きな亀裂がマルテンサイトの結晶粒界に発生しやすくなるためである。亀裂の大きさはマルテンサイト結晶粒径と密接に関係しており、結晶粒径が大きいと１回の負荷で大きな亀裂ができやすくなり（図３参照）、それらの伝播による鋼材内の貫通も容易となってしまう。
そして、マルテンサイトの結晶粒径はオーステナイトの結晶粒径と正の相関を持っている（図４参照）。１つのオーステナイト結晶粒内に複数のマルテンサイト結晶粒が生成するため、オーステナイト結晶粒径が大きくなるとマルテンサイトの結晶粒径も大きくなる。この結果、大きな亀裂を生じやすくなる（図３参照）。従って、衝撃値の観点からは、オーステナイト結晶粒径は小さいほうが望ましい。
【００３０】
焼入れ時のオーステナイト結晶粒径を決める要因は、微細な（真円換算時の直径≦1μｍ）VCの量である。この理由は、微細なVCにはオーステナイト結晶粒の成長を抑制する作用があり、その効果は微細なVCの量が多いほど大きくなるからである。
結晶粒の成長には必ず粒界の移動をともなうが、粒界がVCなどの微細な分散粒子１個を越えて移動するには、かなりのエネルギーを要する。従って、より多くのVCが粒界に存在するほど結晶粒の成長に要するエネルギーも大きくなるので、粒界の移動は困難となり、結果として結晶粒が小さく維持される（図５参照）。
結晶粒界の移動を抑制する微細なVCの量は、V量が多いほど増加する。すなわち、オーステナイト結晶粒径を小さく維持する観点からは、V量は多いほうが望ましい。
【００３１】
以上から、高い衝撃値を確保するには、（１）介在物となる粗大なVCの量を低減し、（２）結晶粒界の移動を抑制する微細なVCの量を増やせばよい。換言すれば、（１’）介在物の観点からはV量を少なく、（２’）オーステナイト結晶粒径の観点からはV量を多くすればよい。従って、Vが過少でも過多でも高い衝撃値は確保できず、そのバランス取りが重要であることがわかる。
そこで、粗大なVC量の低減と微細なVCの増量が同時に達成される条件について説明する。
【００３２】
まず、粗大なVC量の低減について説明する。実験には、表２に示す18鋼種を用いた。ダイカスト金型に用いられる鋼のSi量は0.3〜1.2％、Mn量は0.3〜0.9％、Cr量は5.0〜5.5％、Mo量は0.8〜1.5％であることが多いため、これに準じて、Si量は0.60％程度、Mn量は0.45％程度、Cr量は5.2％程度、Mo量は1.0％程度で統一した。PやSなどは不純物レベルの含有量であった。
【００３３】
【表２】
2009242819.tif 000004
【００３４】
表２の通り、C量を0.18〜0.55％、V量を0.69〜1.45％で変化させた18鋼種を6tonのインゴットに鋳込み、1250℃での均質化熱処理後に熱間加工（鍛造と圧延）を施し、最終的に直径60ｍｍの丸棒とした。この丸棒から試験片を作製し、1030℃で30min均熱した後に20℃/minの速度で焼入れ、これを45HRCへ調質して衝撃値を調査した。試験後の破面を観察し、粗大（真円換算時の直径≧10μｍ）なVCの有無を調査した。
【００３５】
図６に調査結果を示す。粗大なVCが観察されなかった鋼は「○（合格）」、粗大なVCが確認できた鋼は「×（不合格）」とした。尚、粗大なVCが認められた鋼種の衝撃値は25J/cm2以下であった。予想通り、CとVの増加は粗大なVCの生成を助長している。一方、粗大なVCが生成しにくい領域は、次式（１Ａ）によって近似できることがわかった。
V≦1.718−1.65C［％］  …式（１Ａ）。
【００３６】
次に、微細なVCの増量によるオーステナイト結晶粒の微細化について説明する。実験には、表３に示す20鋼種を用いた。ダイカスト金型に用いられる鋼のSi量は0.3〜1.2％、Mn量は0.3〜0.9％、Cr量は5.0〜5.5％、Mo量は0.8〜1.5％であることが多いため、これに準じて、Si量は0.60％程度、Mn量は0.45％程度、Cr量は5.2％程度、Mo量は1.0％程度で統一した。PやSなどは不純物レベルの含有量であった。
【００３７】
【表３】
2009242819.tif 000005
【００３８】
表３の通り、C量を0.15〜0.54％、V量を0.16〜0.61％で変化させた20鋼種を6tonのインゴットに鋳込み、1250℃での均質化熱処理後に熱間加工（鍛造と圧延）を施し、最終的に直径60ｍｍの丸棒とした。この丸棒から試験片を作製し、1030℃で30min均熱した後に20℃/minの速度で焼入れ、これを腐食して金属組織を現出し、マルテンサイト変態前のオーステナイト結晶粒径を評価した。
一般には、オーステナイト結晶粒径が真円換算時の直径で100μｍを超えると（結晶粒度で言うと、およそ４未満になると）、衝撃値の低下が顕著になる。そこで、粒径が真円換算時の直径で100μｍ以下の鋼は「○（合格）」、粒径が真円換算時の直径で100μｍを超えていた鋼は「×（不合格）」として結果を図７に示す。結晶粒が微細な鋼ほど、直径が0.1〜1μｍの微細なVCは多い傾向が認められた。
【００３９】
このことから、CとVの減少は結晶粒の粗大化を助長していることがわかる。理由は、上記の通り、直径が0.1〜1μｍの微細なVCが減少するためである。一方、オーステナイト結晶粒径が真円換算時の直径で100μｍ以下となる領域は、次式（１Ｂ）によって近似できることがわかった．
0.729−1.01C≦V［％］  …式（１Ｂ）。
【００４０】
以上の調査結果から、本実施形態においては、粗大なVC量の低減と、オーステナイト結晶粒の微細化（微細なVCの増量と同意）が同時に達成されるC量及びV量の成分範囲は、
C：0.15〜0.55％、
0.729−1.01C≦V≦1.718−1.65C［％］  …式（１）
を満たす範囲とした。
【００４１】
本実施形態の規定範囲をJIS鋼と比較すれば図８の通りである。従来鋼の規格では、粗大なVC量が過多の領域、あるいは微細なVC量が過少な領域をその規格範囲に含んでしまう。従って、鋼材の特性を安定化させることが難しい。本実施形態では、真に必要なV量の範囲をC量に応じて定めたので鋼材の特性を安定化させることができる。
【００４２】
更に、特性を安定化させる観点からVの好適な範囲を示せば、質量％で0.35〜1.0％である。0.35％未満では、焼入れ時のオーステナイト組織が混粒となる危険性が増すからである。混粒とは、粗大な結晶粒と微細な結晶粒が混在する組織を指し、衝撃値の観点からは望ましくない。混粒組織は、結晶粒界の移動を抑制する微細なVC（図５参照）が、適正量よりもやや少なめの場合に生じやすい。これは、VCの分布にムラができ、VCが少ない領域では結晶粒の成長が起こるからである。
一方、V量が1.0％を超えると、大きなインゴットで鋳造した場合に粗大なVC（図２参照）が生じやすくなる。この理由は、インゴットが大きいほど凝固速度が低下し、凝固速度が遅い（元素が拡散して介在物を粗大化させるに十分な時間的余裕がある）ほどVCのサイズが大きくなるためである。10ton以上の大きなインゴットで鋳造することも考えると、好適なV量の上限は1.0％となる。
【００４３】
以上、衝撃値を高くするために考慮すべき３項目のうち、（１）粗大な介在物の量、及び、（２）結晶粒径について説明した。
そこで、次に、（３）焼入れ速度、並びに、焼鈍性について、Cr量を式（２）を満たす範囲とした理由と併せて説明する。
【００４４】
（５）1.382−2.79X≦Cr≦10.395−3.69X［％］（但し、X＝Mn＋0.38（Ni＋Cu）［％］、0.30≦X≦2.10［％］）…式（２）。  
焼入れ速度が遅くても高い衝撃値を得るには、焼入れ性の向上が必須である。そこで、焼入れ性を改善する元素に着目した。Cr，Mn，Ni，Cuは焼入れ性の向上元素として必須である。一方で、焼鈍性を劣化させる元素でもある。焼入れ性と焼鈍性のバランス最適化を図る本発明においては、Cr，Mn，Ni，Cuの範囲を適正化する重要性が特に高い。
そこで、まず、これらの成分元素の範囲について説明する。
【００４５】
図９は、JIS SKD61のCCT（連続冷却変態）線図である。この図は、1030℃のオーステナイト相を冷却した時、何度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。
このように、マルテンサイトとベイナイトの境界となる焼入れ速度を「臨界冷却速度」と呼ぶ。すなわち、JIS SKD61の臨界冷却速度は12℃/minとなる。また、臨界冷却速度以上の速度で冷却する（つまりマルテンサイトにする）ことを、一般に「焼きを入れる」と表現する。
鋼材の組織は、相変態の温度と密接な関係を持っている。一般に、低温で相変態した組織ほど微細となる。JIS SKD61の場合も同様に、400℃付近で得られるベイナイトは粗大な組織だが、300℃付近で得られるマルテンサイトは非常に微細な組織である。また、組織は衝撃値とも強い相関を持つことが知られている。
【００４６】
図１０は、JIS SKD61の衝撃値に及ぼす焼入れ速度の影響を示す。試験片の硬さは45HRCである。焼入れ速度が12℃/minより小さくなると衝撃値は急減するが、これは図９の相変態挙動と密接に関連している。すなわち、臨界冷却速度（この場合は12℃/min）以上の冷却では「焼き」が入って微細なマルテンサイトになるが、これより遅い冷却では粗大なベイナイトになる。図９と図１０からわかる通り、臨界冷却速度は、組織と衝撃値が大きく変わる境界条件である。
臨界冷却速度は鋼種によって異なるが、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の特徴である。例えば、臨界冷却速度が6℃/minの鋼種であれば、6℃/minを境にして衝撃値と組織は大きく変化する。
【００４７】
ここで、ダイカストに使われるJIS SKD61の金型を焼入れたときの冷却速度を図１１に示す。金型の厚さが大きくなると重量も増して冷えにくくなる。このため、金型の厚さと焼入れ速度には負の相関が認められる。
一般に「大断面型」と扱われるのは、高い衝撃値を得る事が非常に難しいサイズの金型である。通常は、厚さが150mmを超える金型、重量的には100kgを超える金型を指すことが多い。
図１１において、JIS SKD61の臨界冷却速度である12℃/minに注目すると、これに該当する金型の厚さは110mm程度である。図９及び図１０が示す通り、これより焼入れ速度が小さくなると、JIS SKD61では「焼き」が入らなくなって衝撃値は急減する。すなわち、厚さが110mmを超えるJIS SKD61の金型では、衝撃値の低下が懸念される。
高い衝撃値が得られないことから、厚さが150mmを超える金型は「大断面型」と扱われるが、これはJIS SKD61の臨界冷却速度からも妥当な判断といえる。また、「大断面型」とは「焼きが入らないサイズの型」と見ることも可能である。
【００４８】
ここで、「大断面型」と扱われる厚さ150mm以上に注目すると、このように大きな金型の焼入れ速度は6℃/min以下となっている。図９と図１０から考えれば、臨界冷却速度が6℃/min以下の鋼種を開発すれば、厚さが150mmを超える金型でも高い衝撃値が期待できる。特に、近年は大断面型が増えており、高い衝撃値が得られる鋼種へのニーズは高まっている。
そこで、大断面型でも高い衝撃値を得るため、鋼種開発の目標値を「臨界冷却速度が6℃/min以下」と定めた。臨界冷却速度が小さい鋼は、より小さな焼入れ速度でもマルテンサイトが得られる、つまり、より小さな焼入れ速度でも「焼き」が入り、「焼入れ性が良い鋼」といえるからである。
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、室温で評価を行っている。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、上記の通りである。そこで、本実施形態においても、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。
【００４９】
ところで、「焼入れ性が良い」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、
（１）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り、
（２）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、焼入れ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、焼入れ性の改善を検討した。
【００５０】
焼入れ性は、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、焼入れ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に換算して評価することにした。
以上の方針をもって、Mn・Ni・Cuを変化させた鋼材の焼入れ硬化層深さから焼入れ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。
【００５１】
実験に用いた鋼材の化学成分を表４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。これら10鋼種からなる直径100mm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、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４には、焼入れ深さも併記した。焼入れ深さが大きいほど、焼入れ性は良好と判断できる。以下では、Mn・Ni・Cuに対して評価した結果によりオーステナイト相の安定化による焼入れ性の改善効果を説明する。
【００５２】
【表４】
2009242819.tif 000006
【００５３】
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6.0mm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0.3％でMn+Ni+Cuが0.9％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0.3％Mn）、Niの約0.3％増加で焼入れ深さが0.5mm大きくなっている。これは、Mnに換算すると「0.5÷6.0」で0.08％となる。すなわち、Ni添加の効果はMnに対して「0.08÷0.3」の0.27倍と算定できる。
更に、鋼1と鋼3を比較すると（ともに0.3％Mn）、Cuの約0.3％増加で焼入れ深さが0.6mm大きくなっている。これは、Mnに換算すると「0.6÷6.0」で0.10％となる。すなわち、Cu添加の効果はMnに対して「0.10÷0.3」の0.33倍と算定できる。
以上より、NiとCuの効果はMnの約0.30倍（0.27〜0.33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。
【００５４】
鋼4は、鋼1に対してNiとCuがそれぞれ0.3％添加されている。0.3％の添加はMnに換算して「0.3×0.30」の0.09％と見積もられる。焼入れ深さの増大効果が加算されるとすれば、NiとCuの添加は「0.3+0.09+0.09」で0.48％Mnに相当する。すなわち、鋼1のMnを0.18％増したに等しい。
Mnの範囲が0.3〜0.9％においては、Mnの1％あたり、焼入れ深さは6.0mm大きくなる比率であった。すなわち、Mnを0.18％増すと焼入れ深さは「0.18×6.0」で1.08mm大きくなるといえる。鋼1の焼入れ深さに1.08mmを足すと「23.1+1.08」で24.18mmとなり、鋼4の実績である24.3mmとほぼ一致する。
以上によって、NiとCuの効果がMnの0.3倍であることを確認した。Mnの範囲は0.3〜0.9％である。引き続き、Mn・Ni・Cuの添加量が多い場合を検証する。
【００５５】
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6と鋼10を比較すると、Mnの1％あたり焼入れ深さは3.9mm大きくなる比率である。Mnの範囲は0.7〜2.1％である。
次に、Mnが0.7％でMn+Ni+Cuが2.1％以下の鋼種を鋼6と比較することによって、NiとCuの効果を算出する．鋼6と鋼7を比較すると（ともに0.7％Mn）、Niの約0.7％増加で焼入れ深さが1.2mm大きくなっている。これは、Mnに換算すると「1.2÷3.9」で0.31％となる。すなわち、Ni添加の効果はMnに対して「0.31÷0.7」の0.44倍と算定できる。
鋼6と鋼8を比較すると（ともに0.7％Mn）、Cuの約0.7％増加で焼入れ深さが1.3mm大きくなっている。これは、Mnに換算すると「1.3÷3.9」で0.33％となる。すなわち、Cu添加の効果はMnに対して「0.33÷0.7」の0.47倍と算定できる。
以上より、NiとCuの効果はMnの約0.46倍（0.44〜0.47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9の実績を検証する。
【００５６】
鋼9は、鋼6に対してNiとCuがそれぞれ0.7％添加されている。0.7％の添加はMnに換算して「0.7×0.46」の0.32％と見積もられる。焼入れ深さの増大効果が加算されるとすれば、NiとCuの添加は「0.7+0.32+0.32」で1.34％Mnに相当する。すなわち、鋼6のMnを0.64％増したに等しい。
Mnの範囲が0.7〜2.1％においては、Mnの1％あたり焼入れ深さは3.9mm大きくなる比率であった。すなわち、Mnを0.64％増すと焼入れ深さは「0.64×3.9」で2.50mm大きくなるといえる。鋼6の焼入れ深さに2.50mmを足すと「25.8+2.50」で28.30mmとなり、鋼9の実績である28.2mmとほぼ一致する。
以上によって、NiとCuの効果がMnの0.46倍であることを確認した。Mnの範囲は0.7〜2.1％である。まとめると、NiとCuの効果は0.3〜0.9％Mnの範囲ではMnの0.30倍、0.7〜2.1％Mnの範囲ではMnの0.46倍である。
上記の知見を平均的に考えると、0.3〜2.1％Mnの範囲において、NiとCuの効果はMnの0.38倍と結論付けられる。
【００５７】
ここで、焼入れ深さをMn+Ni+Cuに対して示すと（図１２参照）、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+0.38（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１３参照）。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、焼入れ性の向上に対するNiとCuの効果がMnの0.38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+0.38（Ni+Cu）は0.31〜2.11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においては、X＝Mn+0.38（Ni+Cu）とし、パラメータXの範囲を0.30〜2.10とした。
【００５８】
このようにして求めたパラメータを使って、焼入れ性の良い鋼の成分系を検討した。表５は評価に用いた鋼材の成分を示す。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X＝0.31〜2.00％、Cr＝1.50〜8.03％を選定した。PやSなどは不純物レベルの含有量であった。
【００５９】
これら19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１４に示す。臨界冷却速度が6℃/min以下の鋼は「○（合格）」、臨界冷却速度が6℃/minを超える鋼は「×（不合格）」とした。CrとパラメータXの増加によって焼入れ性は向上し、臨界冷却速度が6℃/min以下となる領域は、式（２Ａ）によって近似できることがわかった。
7.382−2.79X［％］≦Cr  …式（２Ａ）
【００６０】
【表５】
2009242819.tif 000007
【００６１】
上記の通り、焼入れ性の良い鋼を製造するには、Cr・Mn・Ni・Cuを積極添加すればよい。一方で、焼鈍性はCr・Mn・Ni・Cuの積極添加によって劣化する。従って、焼入れ性と焼鈍性の両立は容易でなく、このような実用鋼は存在しない。
そこで、今度は焼鈍性の観点から成分系を検討した。
【００６２】
焼鈍は、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。炭化物が大きく成長した焼鈍組織ほど軟らかく、金型の機械加工の観点から好ましい。
焼鈍の一般的な条件は、
・加熱温度＝800〜950℃
・冷却速度＝15℃/Hr
・焼鈍の終了温度＝600℃
・終了後の冷却＝空冷
である。焼鈍後の硬さは91HRB以下が望ましい。これを超える硬さでは、金型の機械加工が困難になるためである。
【００６３】
先述の通り、焼入れ性が良い鋼の特徴は、オーステナイト中に固溶した炭素の拡散が起こりにくいことであった。この特徴は、焼鈍においては好ましいものではない。焼鈍中に起こる炭化物の肥大化には炭素の拡散が必須であり、これが抑制された鋼は炭化物が小さく、軟化が不十分になるからである。
また、焼入れ性が良い鋼には、オーステナイト相の安定度が高いという特徴もあった。これも、焼鈍においては好ましいものではない。焼鈍中のオーステナイト相からフェライト相への変態が抑制され、焼鈍の終了温度（通常は600℃）に到達した時点でオーステナイト相が残留する結果、以降の室温への空冷中にベイナイト変態が起こり、焼鈍材の硬さを著しく高めるためである。
このような組織変化のメカニズムから考えると、焼鈍性の評価においても、焼入れ性と同様にパラメータX＝Mn+0.38（Ni+Cu）を適用できるといえる。
【００６４】
以上の経緯から、CrとパラメータXによる焼鈍性の評価を試みた。表６は調査に用いた鋼材の成分を示す。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X＝0.32〜2.02％、Cr＝3.52〜10.96％、を選定した。PやSなどは不純物レベルの含有量であった。
【００６５】
これら23鋼種に対して15℃/Hrの焼鈍をおこない（900℃→15℃/Hr→600℃→放冷）、硬さを調査した結果を図１５に示す。HRB硬さが91以下の鋼は「○（合格）」、HRB硬さがHRB91を超える鋼は「×（不合格）」とした。全体的な傾向として、CrとパラメータXの増加によって焼鈍性は劣化することがわかる。焼入れ性を改善する元素が焼鈍性を劣化させる結果は従来通りであるが、焼入れ性の指標となるパラメータXを用いる妥当性を確認することができた。
CrとパラメータXの減少によって焼鈍性は向上し、焼鈍性が良好（HRB91以下）な領域は、式（２Ｂ）によって近似できることがわかった。
Cr≦10.395−3.69X［％］  …式（２Ｂ）
【００６６】
【表６】
2009242819.tif 000008
【００６７】
以上の調査結果から、本実施形態においては、焼入れ性と焼鈍性のバランスに優れた成分範囲は、
7.382−2.79X≦Cr≦10.395−3.69X［％］（但し、X＝0.30〜2.10［％］、X＝Mn+0.38（Ni+Cu）［％］）  …式（２）
を満たす範囲とした。
【００６８】
ここで、Mnの好適な範囲を示せば、質量％で0.4〜1.3％である。Mn量が0.4％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れ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からである。素材費と焼入れ性の観点からは、安価なMnを積極的に利用することが望ましい。一方、Mnが1.3％を超えると、高温焼戻し脆性の危険性が高まる。高温焼戻し脆性とは、500〜600℃で焼戻した鋼材の衝撃値が低くなる現象であり、金型寿命の観点からは望ましくない。精錬時に、高温焼戻し脆性を顕在化させるP（リン）の含有量を低減する措置は採られるが、使用する原材料によっては低P化が困難な場合もある。従って、Mnの上限としては1.3％が望ましい。もちろん、Pの含有量を低減できるのであれば、パラメータXの上限である2.1％までMn量を高めても何ら問題は無い。
【００６９】
Niの好適な範囲は、素材コストを重視するなら質量％で0.3％以下、鋼材の延性を重視するなら質量％で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、焼入れ性向上の観点からも0.3〜1.2％が望ましいが、先述の通り、このような目的には安価なMnを積極的に利用するとよい。
【００７０】
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質量％で0.3％以下、鋼材の硬化特性と変寸特性を重視するなら質量％で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など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、図１に示したと同様の理由によって、金型の最終形状を確保できなくなる場合がある。Cu含有鋼では、このような問題が起こりにくく、仕上げ加工シロを小さくして加工コストを削減することができる。従って、焼鈍材の被削性、焼戻し硬さ、仕上げ加工シロの観点からはCu添加が有効であり、その好ましい範囲は質量％で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、焼入れ性向上の観点からも0.3〜1.0％は望ましいが、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。
【００７１】
本実施形態に係る鋼と既存鋼とを比較すれば、図１６に示す通りである。JIS SKD4、JIS SKD7、JIS SKD6、JIS SKD61、JIS SMn443、JIS SKH51は、本実施形態に係る鋼と大きく離れている。すなわち、大断面型への適用が非常に難しい事を証明している。
一方、鋼A、鋼B、鋼C、鋼Dは鋼材メーカーが「焼入れ性の良い鋼」として市販しているブランド鋼である。鋼Aと鋼Cは、本実施形態に係る鋼に近いが、依然として焼入れ性が不足している。また、焼入れ性が良すぎるため、実生産では焼鈍性の問題を頻発している鋼Dも、その実績通りの位置付けとなっている。
本実施形態に係る鋼は非常に狭い範囲内であるが、特定の成分を選択することによって、焼入れ性と焼鈍性を高い次元でバランスさせている。
【００７２】
（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。但し、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、W量は、質量％で0.01〜4.00％とした。
【００７３】
（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、Co量は、質量％で0.01〜2.00％とした。
【００７４】
（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などを形成して、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。但し、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、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、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、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、Zr量は、質量％で0.002〜0.500％とした。
【００７５】
（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。但し、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、Al量は、質量％で0.005〜1.500％とした。Al量の好ましい範囲は、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。但し、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、N量は、質量％で0.005〜0.300％とした。N量の好ましい範囲は、0.010〜0.200％である。
【００７６】
（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、鋼の焼入れ性を著しく高める。但し、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れ性向上効果が得られる範囲として、B量は、質量％で0.0002〜0.0200％とした。
【００７７】
（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。但し、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・材質などのバランスから、S量は、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。但し、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・材質などのバランスから、Ca量は、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。但し、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・材質などのバランスから、Se量は、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。但し、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・材質などのバランスから、Te量は、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。但し、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・材質などのバランスから、Bi量は、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。但し、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・材質などのバランスから、Pb量は、質量％で0.005〜0.500％とした。
【実施例】
【００７８】
発明鋼及び比較鋼を作製し、反り・衝撃値・焼鈍性・金型寿命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）
表７及び表８（表８は表７の続き）に評価に用いた鋼材の成分組成並びに式（１）及び式（２）の上限値・下限値を示す。尚、比較鋼13はJIS SKD61、比較鋼14はJIS SKD4、比較鋼15はJIS SKD７である。
【００７９】
【表７】
2009242819.tif 000009
【００８０】
【表８】
2009242819.tif 000010
【００８１】
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。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21〜24は、発明鋼2と併せてパラメータX（式（２）参照）（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など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・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。
【００８２】
（素材コスト）
これらの57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（×）と判定し、素材コストを評価した。表９に評価結果を示す。
【００８３】
（熱間加工性）
表７（及び表８）の57鋼種をそれぞれ10ton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を施し、高さ300ｍｍ×幅700ｍｍの角材とした。熱間鍛造中に、割れが発生しやすかった水準は、不合格（×）、そうでなければ合格（○）と判定し、熱間加工性を評価した。表９に評価結果を示す。
【００８４】
（焼鈍性）
熱間鍛造後の角材に対して、870℃への加熱後に15℃/Hrで冷却する焼鈍を施した。この時点で、硬さが91HRB以下であれば合格（○）、そうでなければ不合格（×）と判定し、焼鈍性を評価した。表９に評価結果を示す。
【００８５】
（微細なオーステナイト結晶粒径の維持）
ここで、角材の中心部から試験片を切出し、1030℃における60minの均熱後に焼入れて、変態前のオーステナイト結晶粒径を調査した。合計で4mm2以上となるように組織観察の倍率と視野数を選び、オーステナイト結晶粒を真円に換算した場合の直径の平均値（オーステナイト結晶粒径と扱う）が100μｍ以下であれば合格（○）、そうでなければ不合格（×）と判定し、微細なVCによる結晶粒の粗大化抑制効果を評価した。表９に評価結果を示す。
【００８６】
（粗大なVCの有無）
加えて、上記の試験片に直径が10μｍ以上の粗大なVCがなければ合格（○）、そうでなければ不合格（×）と判定し、介在物の界面を基点とした亀裂の発生しにくさを評価した。表９に評価結果を示す。
【００８７】
（焼入れ性）
また、角材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、マルテンサイト臨界冷速を評価した。マルテンサイト臨界冷速が6℃/min以下であれば合格（○）、そうでなければ不合格（×）と判定し、焼入れ性を評価した。表９に評価結果を示す。
【００８８】
（金型として使える強度の有無）
更に、焼入れた上記の試験片を550℃×2Hrの条件で焼戻し、HRC硬さが43以上であれば合格（○）、そうでなければ不合格（×）と判定し、金型として使える硬さを具備するか否かを評価した。表９に評価結果を示す。
【００８９】
【表９】
2009242819.tif 000011
【００９０】
（考察−鋼）
表９に示したように、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（V:0.61）と発明鋼51（V:0.37）と発明鋼52（V:0.98）を比較した場合、粗大なVCの有無や微細なオーステナイト結晶粒径の維持において、発明鋼2（V:0.61）の優位性が確認できた。粗大（10μｍ≦直径）なVCこそ存在しないが、Vの多い発明鋼52は、発明鋼の02と51に対してVCが大きめの傾向であった。実用上の問題は無いが、インゴットが10ton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。また、オーステナイト結晶粒径は100μｍ以下であるが、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。但し、混粒組織ではない。実用上の問題は無いが、微細なVCの少ないことが原因と考えられる。
【００９１】
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。特に、発明鋼51と発明鋼52との関連で言えば、V量が発明鋼の下限を外れた比較鋼11（V:0.26）と、V量が発明鋼の上限を外れた比較鋼12（V:1.26）では、それぞれ粗大なVCとオーステナイト結晶粒径において問題を生じ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。
【００９２】
次に、実型検証を行ったのでこれについて説明する。
（角材から金型の作製）
基礎性能の調査に続いて、焼鈍後の角材（高さ300ｍｍ×幅700ｍｍ）から金型を作製した。但し、表９において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10・比較鋼14、熱間加工性が悪い比較鋼4の5鋼種を除外した。
金型としては、重量が30kg、100kg、450kg、と異なる３種類を選定した。これらの金型を、1030℃における60minの均熱後に焼入れた。焼入れ方法は、（１）放冷と衝風冷の組合せ、（２）150℃油冷の２種類である。引き続き、焼き戻しによって43HRCへ調質した後に、金型の反りを評価した。
【００９３】
（金型の反り）
反りの評価方法は、図１７及び次式（３）に示したように、金型背面の「でっぱり」が長さに対して何％に相当するかに基づく。この値は小さい方がよい。通常、反りが0.2％以上になると、図１に示したような焼入れ肌の残るトラブルが発生しやすくなる。従って、反りを0.1％程度に抑制できれば、仕上げ加工の余肉を小さくできるため、低コスト化や単納期化において有利となる。
反り＝100d÷L  …式（３）
尚、発明鋼の鋼は、焼入れ速度が小さい場合に大きな効果を発揮するため、急冷となる150℃油冷は未実施とした。
表１０に30kgの金型についての評価結果を、表１１に100kgの金型についての評価結果を、表１２に450kgの金型についての評価結果をそれぞれ示す。
【００９４】
（金型の完成）
また、反りの評価後、仕上げ加工を施して金型を完成させた。
【００９５】
（金型を用いた鋳造）
これらの金型をダイカストマシンに組み付け、実際に鋳造を行った。湯材は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。金型に大きな割れが発見された時点（ショット数）を金型寿命と判定した。そして、寿命後の金型中心部から素材を切出し、寿命と対応付けるため、衝撃値を調査した。
表１０に30kgの金型についての評価結果を、表１１に100kgの金型についての評価結果を、表１２に450kgの金型についての評価結果をそれぞれ示す。
【００９６】
【表１０】
2009242819.tif 000012
【００９７】
【表１１】
2009242819.tif 000013
【００９８】
【表１２】
2009242819.tif 000014
【００９９】
（考察−実型検証）
表１０に示す30kgの金型の場合、金型が小さいことから、急冷が可能であり、断面内温度差もつきにくい。このため、表１０の結果によれば、全体的な傾向としては、反りが小さく衝撃値は高くなっている。発明鋼を見ると、衝撃値が40J/cm2を超え、およそ80000ショットの寿命を確保している。
従って、発明鋼が小さな金型にも好適であることがわかる。
【０１００】
放冷と衝風冷の組合せで焼入れた比較鋼については、80000ショットの寿命確保が、一部を除いて困難である。80000ショットを確保できた水準は、表９を参照すれば、焼鈍性に問題のある焼入れ性の良い鋼（比較鋼6、比較鋼8）である。
特に寿命が短い水準は比較鋼12と比較鋼11であり、表９を参照すれば、粗大なVCが多い鋼材と結晶粒が粗大な鋼材であることがわかる。その他の比較鋼は、およそ18000ショットの寿命となっており、およそ80000ショットの寿命を確保した発明鋼の約1/4である。
【０１０１】
また、150℃の油で焼入れた比較鋼についても、放冷と衝風冷の組合せで焼入れた場合と同様の傾向である。焼入れ速度が大きくなるため、全体的に衝撃値が高く寿命は長くなるが、80000ショットを確保できた水準は、表９を参照すれば、焼鈍性に問題のある焼入れ性の良い鋼（比較鋼6、比較鋼8）のみである。しかし、表１０に示したように、急冷のため反りが大きく、0.2％以下ではあるが望ましいレベルではない。
【０１０２】
以上より、ゆっくりと焼入れた発明鋼は、急冷した比較鋼より金型寿命が長く、反りも小さいことが、小さな金型において確認できた。金型寿命は衝撃値と対応している。表９を参照すれば、発明鋼の衝撃値が高い理由は、10μｍを超える粗大なVCが少なく、1μｍ以下の微細なVCが多く、焼入れ性が高いためと判断できる。加えて、発明鋼では焼鈍性も確保されている。
【０１０３】
表１１に示す100kgの金型の場合、大断面型の中では小さい部類であっても、急冷はかなり難しくなる。また、大きな断面内温度差がつきやすくなるため、反りも大きくなる。従って、表１１の結果によれば、30kgの金型の場合と比較して、反りが大きく、衝撃値は低くなっている。発明鋼を見ると、衝撃値が35J/cm2以上であり、およそ40000ショットの寿命を確保している。
従って、発明鋼が比較的大きな金型にも好適であることがわかる。
【０１０４】
放冷と衝風冷の組合せで焼入れた比較鋼については、40000ショットの寿命確保が、一部を除いて困難である。40000ショットを確保できた水準は、表９を参照すれば、焼鈍性に問題のある焼入れ性の良い鋼（比較鋼6、比較鋼8）である。
特に寿命が短い水準は比較鋼12と比較鋼11であり、表９を参照すれば、粗大なVCが多い鋼材と結晶粒が粗大な鋼材であることがわかる。その他の比較鋼は、およそ9000ショットの寿命となっており、およそ40000ショットの寿命を確保した発明鋼の約1/4である。
【０１０５】
また、150℃の油で焼入れた比較鋼についても、放冷と衝風冷の組合せで焼入れた場合と同様の傾向である。焼入れ速度が大きくなるため、全体的に衝撃値が高く寿命は長くなるが、40000ショットを確保できた水準は、表９を参照すれば、焼鈍性に問題のある焼入れ性の良い鋼（比較鋼6、比較鋼8）のみである。しかも、表１１に示したように、急冷のため反りが大きく、0.2％を超えている。
【０１０６】
以上より、ゆっくりと焼入れた発明鋼は、急冷した比較鋼より金型寿命が長く、反りも小さいことが、比較的に大きな金型において確認できた。金型寿命は衝撃値と対応している。表９を参照すれば、発明鋼の衝撃値が高い理由は、10μｍを超える粗大なVCが少なく、1μｍ以下の微細なVCが多く、焼入れ性が高いためと判断できる。加えて、発明鋼では焼鈍性も確保されている。
【０１０７】
表１２に示す450kgの金型の場合、典型的な大断面型であり、急冷は非常に難しい。また、大きな断面内温度差が付くため、反りも大きくなる。表１２の結果によれば、100kgの金型の場合と比較して、反りが大きく、衝撃値は低くなっている。発明鋼を見ると、衝撃値が30J/cm2程度であり、およそ20000ショットの寿命を確保している。
従って、発明鋼が大断面型にも好適であることがわかる。
【０１０８】
放冷と衝風冷の組合せで焼入れた比較鋼については、20000ショットの寿命確保が、一部を除いて困難である。40000ショットを確保できた水準は、表９を参照すれば、焼鈍性に問題のある焼入れ性の良い鋼（比較鋼6、比較鋼8）である。
特に寿命が短い水準は比較鋼12と比較鋼11であり、表９を参照すれば、粗大なVCが多い鋼材と結晶粒が粗大な鋼材であることがわかる。その他の比較鋼は、およそ6000ショットの寿命となっており、およそ20000ショットの寿命を確保した発明鋼の約1/3である。
【０１０９】
また、150℃の油で焼入れた比較鋼についても、放冷と衝風冷の組合せで焼入れた場合と同様の傾向である。焼入れ速度が大きくなるため、全体的に衝撃値が高く寿命は長くなるが、20000ショットを確保できた水準は、表９を参照すれば、焼鈍性に問題のある焼入れ性の良い鋼（比較鋼6、比較鋼8）のみである。しかも、表１２に示したように、急冷のため反りが非常に大きく、0.25％程度となっている。
【０１１０】
以上より、ゆっくりと焼入れた発明鋼は、急冷した比較鋼より金型寿命が長く、反りも小さいことが、大断面金型において確認できた。金型寿命は衝撃値と対応している。表９を参照すれば、発明鋼の衝撃値が高い理由は、10μｍを超える粗大なVCが少なく、1μｍ以下の微細なVCが多く、焼入れ性が高いためと判断できる。加えて、発明鋼では焼鈍性も確保されている。
【０１１１】
以上から、比較鋼は、急速焼入れでも金型寿命の確保が困難であり、反りを大きくするデメリットに見合うメリットが得られない。また、焼鈍性が悪い（すなわち、焼入れ性が良い）比較鋼は、ゆっくりとした焼入れでも金型寿命を確保できるが、焼鈍材の被削性が悪化するため、金型製造コストが高くなる。また、焼鈍性が良い（すなわち、焼入れ性が悪い）比較鋼は、ゆっくりと焼入れると、反りこそ小さいが、金型寿命は著しく短くなる。
これに対し、発明鋼は、ゆっくりと焼入れても金型寿命を確保でき、反りの軽減も同時に達成される。また、焼鈍性を確保しているため、焼鈍材の被削性も劣化せず、金型製造コストの上昇もない。
【０１１２】
以上説明したように、発明鋼は、
（ａ）Vを主体とする、直径が10μｍ以上の粗大な介在物が少ない、
（ｂ）直径が1μｍ以下の微細なVCが多い、
（ｃ）焼入れ性が高い、
（ｄ）焼鈍性が確保されている、
という特徴を備える。
そのため、本発明鋼は金型の反り軽減と長寿命化に有効である。
【０１１３】
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】
【０１１４】
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、特に、大断面で重量の大きい金型や成形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・被削性の確保・仕上げ加工工数の軽減が図られており、金型や成形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】
【０１１５】
【図１】金型の反りと加工シロとの関係を説明するための図である。
【図２】粗大なVCを起点とした亀裂の発生と進展を説明するための図である。
【図３】亀裂の発生と進展に及ぼすマルテンサイト結晶粒径の影響を説明するための図である。
【図４】マルテンサイト結晶粒径とオーステナイト結晶粒径の相関を説明するための図である。
【図５】オーステナイト結晶粒径と微細なVC量との相関を説明するための図である。
【図６】粗大なVCの存在境界を示すグラフである。
【図７】オーステナイト結晶粒径100μmの存在境界を示すC量とV量との関係を示すグラフである。
【図８】C量とV量の最適化を図るためのグラフである。
【図９】JIS SKD61のCCT線図である。
【図１０】JIS SKD61の衝撃値に及ぼす焼入れ速度の影響を示すグラフである。
【図１１】焼入れ速度と金型サイズの関係を示すグラフである。
【図１２】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１３】焼入れ深さと元素（Mn+0.38（Ni+Cu））量との関係を示すグラフである。
【図１４】臨界冷速が6℃となる境界を示す、Cr量と元素（Mn+0.38（Ni+Cu））量との関係を示すグラフである。
【図１５】15℃/Hrの焼鈍で91HRBとなる境界を示す、Cr量と元素（Mn+0.38（Ni+Cu））量との関係を示すグラフである。
【図１６】Cr量とパラメータX（X=Mn+0.38（Ni+Cu））の範囲の最適化を示す、Cr量と元素（Mn+0.38（Ni+Cu））量との関係を示すグラフである。
【図１７】反りの評価方法を説明するための図である。
【図１】
2009242819.tif 000015
【図２】
2009242819.tif 000016
【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】
2009242819.tif 000025
【図１２】
2009242819.tif 000026
【図１３】
2009242819.tif 000027
【図１４】
2009242819.tif 000028
【図１５】
2009242819.tif 000029
【図１６】
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【図１７】
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